異質結構金屬材料的研究進展

收稿日期：2024-01-07責任編輯：王建青

基金項目：河北省自然科學基金資助項目（E2017203298，E2024203145）

作者簡介：戰再吉（1968-），男，吉林省吉林市人，博士，教授，博士生導師，主要研究方向為高熵合金及陶瓷、新型結構功能材料、激光增材制造，Email：zjzhan@ysu.edu.cn。

摘要：傳統金屬材料的強度與塑性之間存在的倒置關系在一定程度上限制了其應用范圍，而異質結構金屬材料作為一種新型的復合材料，表現出傳統均質材料無法企及的綜合力學性能（如高屈服強度、高延展性和高斷裂韌性等），本文從異質結構金屬材料的定義開始，對當前主流異質結構材料的類型進行了闡述，歸納總結了異質結構金屬材料在微觀層面上軟區與硬區相互作用的強韌化機理（如異質結構變形誘導強化、應變分配、延遲頸縮、界面影響區等），并對異質結構金屬材料的性能提升進行了展望。

關鍵詞：異質結構；強韌化；幾何必要位錯；力學性能

中圖分類號： TG14文獻標識碼： ADOI：10.3969/j.issn.1007-791X.2024.06.001

0引言

傳統的均質金屬材料一般經過細晶強化、固溶強化、第二相強化和形變強化四種強化手段提高材料的性能，然而在材料得到強化的同時也伴隨著塑韌性的大幅度降低，在材料的力學性能上體現為倒置的 “香蕉曲線”關系。2002年，美國的馬恩首次通過熱機械處理得到雙峰結構協同提升金屬材料的強韌性[1]，后來逐漸發展出多種制備異質結構金屬材料的工藝，如熱軋[2]、真空熱壓[3]、等通道轉角擠壓[4]、電沉積[5]等。成功引入異質結構的概念，使金屬材料能夠克服傳統的“香蕉曲線”的理論關系。由此，各種異質構型手段如梯度異質結構[6]、層片異質結構[3]、增強相異質結構[7]以及納米孿晶[5]等得以發展[8]。圖1 給出了異質結構屈服強度和拉伸均勻塑性之間的基本協同關系[9]。異質結構現已應用到傳統金屬材料中，包括鋼鐵、鈦合金、鋁合金、鎂合金、高溫合金、高熵合金等，并逐步拓展到金屬基復合材料中，異質結構金屬材料逐漸成為新的研究熱點。本文綜述了異質結構金屬材料現有的結構類型以及其強韌化理論，并對其潛在的力學應用領域進行了介紹，為將來設計高強高韌的異質結構材料提供參考。

1異質結構金屬材料

異質結構金屬材料受到自然界中生物結構的跨尺度多層級構筑（如貝殼、竹子等）的啟發，通過引入兩種或兩種以上具有顯著性能差異的組分單元來實現綜合力學性能的優化的材料[10-11]。異質結構金屬材料內部的組分單元具有顯著的機械性能差異，并且單元間的相互作用能夠對機械性能產生顯著的協同效應。通過調整組分間的異質性（如晶粒尺寸、晶體結構、晶體取向或化學成分等的差異），或組分單元的本征屬性、幾何形態、體積分數、空間排布方式等，可構建出多樣化的異質結構[12-14]。

異質結構結合了傳統均質材料中兩極分化的力學性能，表現出高屈服強度下的強度與拉伸塑性、強度與韌性、強度與導電性能等相互矛盾的性能之間的協同提升。尤為重要的是異質結構金屬普遍兼顧高強度、高韌性和優異的加工硬化能力[15]，同時可克服納米結構金屬的極端脆性，得到高的斷裂韌性[16]。

2異質結構金屬材料的分類

異質結構金屬材料通常具有以下 3 類微觀調控手段：1）通過控制晶粒尺寸或結構，制備具有跨尺度特征的晶粒分布微觀結構，如梯度異質結構[17-18]、雙峰異質結構[19]和層狀異質結構[20]等；2）在金屬材料內通過引入大量缺陷與特殊界面，進而誘發額外的應變硬化等機制，如缺陷異質結構[21-22]和增強相異質結構[23]等；3）調控材料在微納尺度上的元素與相組成，激發多尺度強韌化機制，如雙相結構[24]和層片異質結構[20]、網狀結構等。下面詳細介紹異質結構材料的類型及其常用的制備方法。

2.1梯度異質結構

梯度異質結構金屬材料是異質金屬材料的典型代表[7， 22， 24-26]，以晶粒尺寸為梯度變量，跨尺度的晶粒在三維空間形成了從納米晶到粗晶的梯度分布[22， 25]。梯度變量也可以是化學組分或各種微結構和亞結構，如相組成[15]、孿晶[27]和位錯胞[28]等，形成含量、體積分數或密度等的梯度分布[29]。

梯度結構能夠抑制變形過程中的應力集中，在提高強度的同時保持較好的延伸率。在粗晶材料內引入更細的晶粒，細晶層的引入將獲得屈服強度和伸長率的最佳組合。如通過超聲波表面軋制工藝制備得到Cu的梯度結構，從表面的硬相納米層到中心的軟相粗晶層，其晶粒尺寸從50 μm下降到0.1 μm。機械不相容的粗晶層和納米層之間通過幾何必要位錯（Geometrically necessary dislocation，GND）的積累實現應變的連續性，軟相的位錯滑移受到相鄰硬相限制，從而提高了整體的屈服強度。該晶粒尺寸梯度的構筑使Cu的屈服強度提高到225.32 MPa，且延伸率仍保持在40%以上[30]。

梯度結構中表層的納米結構具有較高的塑性不穩定性傾向，而納米析出物卻可以提供更強的沉淀硬化，防止納米結構的早期塑性變形失穩。如具有晶粒尺寸和納米沉淀物梯度分布的Al0.5Cr0.9FeNi2.5V0.2高熵合金，其內部的L12相和B2沉淀相周圍產生嚴重位錯塞積，補償了頂層晶粒尺寸減小導致的應變硬化的損失。由于沉淀強化和異質變形誘導強化的貢獻，經表面機械研磨技術和熱處理后，其屈服強度和延伸率分別提高到了960 MPa和16%[6]。

通過機械手段制備的梯度結構可能沒有明顯的晶粒尺寸梯度，而是產生從表面到中心梯度分布的第二相，這種梯度分布的第二相同樣會產生協同變形作用。如通過扭轉應變沿圓柱形Ti-10V-2Al-3Fe試樣徑向引入梯度α\"馬氏體（如圖2），沿β晶界變形產生的平行或V型α\"馬氏體具有更硬的性質，與β相之間存在較大的機械不相容性，在拉伸變形時產生GNDs導致額外的應變硬化，抑制了試樣的低屈服，使其屈服強度提高300 MPa以上，且保持大于20%的延伸率[31]。

2.2雙相異質結構

雙相異質結構通過精準調控材料在微納尺度上的相含量和分布，得到性能相互排斥的軟硬相，在軟硬相塑性變形時誘發應變梯度導致顯著的背應力強化效應[6， 32]，為協同強化改善力學性能提供了基礎。雙相異質結構主要存在于雙相鋼、共晶高熵合金和雙相高熵合金中。

雙相鋼在變形過程中通過激活多種變形機制實現最佳的強度和延性協同效應。如采用熱軋和冷軋得到的奧氏體+馬氏體非均質薄片結構具有多種形貌（板條狀、顆粒狀和塊狀）和晶粒尺寸分布（如圖3），在拉伸試驗過程中發生相變誘導塑性效應、孿生誘導塑性和微帶誘導塑性效應，獲得了具有超高延展性和良好強度的非均質中錳鋼，其屈服強度為752 MPa，極限抗拉強度為1 068 MPa，延伸率為72.4%[19]。

共晶高熵合金作為一種典型的雙相異質結構金屬材料，展示出了良好的強度-塑性匹配。如AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金在600 ℃下時效50 h后，在FCC基體中析出與基體高度相干的L12相和BCC結構的硬質B2相，兩相呈現交替的FCC/B2薄片異質結構。軟硬區的機械不相容性和沉淀強化的共同作用使材料的屈服強度提升到1 008.8 MPa，相比冷軋樣品的延伸率提高了19.2%。

雙相高熵異質結構相比于單相FCC結構高熵合金，納米級析出相高熵合金可以實現材料強度的大幅提高。如CoCrFeNiMox（x=0， 0.1， 0.11， 0.18， 0.2， 0.23 和 0.3）高熵合金中Mo的偏析促進FCC基體中析出脆性但極硬的σ和μ金屬間化合物，其抗拉強度高達1.2 GPa，延伸率為19%[33]。

2.3層片異質結構

層片異質結構是一種特征明顯的異質結構，由兩種或兩種以上的金屬組元在良好界面結合情況下相互疊加而成[34-35]。層片結構具有優異的機械性能和抗沖擊韌性、低熱膨脹系數和耐腐蝕性等其他功能特性。組元間力學性能（如硬度、強度）差異越大，層狀結構金屬材料的強化效果越明顯[7， 20]。

具有不同界面厚度的兩種組元組成的層片異質結構在加工硬化等方面具有不同的表現。如選用Cu/Cu10Zn制成層片異質結構，粗晶Cu層和細晶Cu10Zn層的顯微硬度分別為0.95 GPa和2.20 GPa，層厚度從125 μm變化到3.7 μm。隨著界面間距（層厚度）的減小，其延展性增加，當界面間距為15 μm時達到最大值，然后隨著界面間距的進一步減小而降低。這是由于界面增強了流動應力和加工硬化能力，但當界面間距小于界面影響區的兩倍時，界面影響區開始重疊，界面強化效果受到抑制[36]。

選用兩種性能差異較大的合金材料交疊構成層片異質結構可以獲得更好的塑性和加工硬化能力，且軟硬層的交替排列可以對斷裂韌性進行優化。如采用熱壓燒結方法制備TiAl/Ti-6Al-4V層片異質結構，在三點彎曲測試下觀察到裂紋發生偏轉、裂紋橋接和裂紋鈍化現象，這種對裂紋的抑制傳播使材料獲得更好的塑性。多種增韌機制的作用使層片異質結構金屬材料的斷裂韌性提升到31.37 MPa·m1/2，相比于原始TiAl合金（16.53 MPa·m1/2）提高了89.8%[20]。

層片異質結構中組元間塑性和加工硬化性能差異能夠導致不同的異質變形誘導強化效果。如選用Cu-Cu10Zn-Cu和Cu-Cu30Zn-Cu兩種層壓材料[7]進行對比（如圖4（a）、（c）），兩種材料較大的機械不相容性和界面附近的GNDs堆積導致界面附近應力狀態由單軸應力轉化為多軸應力，從而激活了更多的位錯源和滑移系統進行應變硬化。層間彈塑性相互作用引起的額外背應力分別占流變應力的14%和20%，并推斷較高的機械不相容性和更長的彈塑性相互作用將導致更高的背應力，且存在最佳的機械不相容性水平[7]。

2.4缺陷異質結構

缺陷異質結構金屬材料通過誘導產生位錯胞、共格孿晶、晶界弛豫來阻礙位錯運動，同時為位錯提供豐富的存儲空間提高材料強度，并且有效抑制了應變集中，維持了良好的塑性變形和加工硬化能力。缺陷異質結構在裂紋擴展過程中還起到裂紋橋連的作用，從而屏蔽裂紋尖端，提高裂紋的擴展阻力。

位錯胞結構被證明具有實現高強度高延展性的潛力[15]，胞狀邊界組成的位錯網絡顯著抑制了位錯運動，從而獲得了更高的屈服強度和延展性。如通過激光增材制造的316 L不銹鋼材料中得到了位錯胞，在應變為3%時，位錯滑移到胞壁與位錯胞相互作用提高加工硬化效果；當應變增加到12%時，孿生與位錯胞共同為316 L不銹鋼材料提供了一個加工硬化的三維網絡；當應變增加到36%，孿晶密度大幅增加形成巨大的三維網絡障礙，阻礙位錯傳播。大角晶界、小角晶界、位錯胞以及偏析元素的特殊組合共同導致了高屈服強度和高延伸率[21]。

在金屬和合金中，生長孿生、退火孿生或變形孿生過程中會產生孿晶，憑借低能的共格孿晶界可以有效地阻礙位錯運動，同時為位錯提供豐富的存儲空間，維持良好的塑性和加工硬化能力[26， 37-38]。如在透射電鏡下原位拉伸納米孿晶銅材料能夠觀察到微裂紋橋接機制，這一增韌機制主要歸因于位錯與孿晶之間復雜的相互作用，實驗證實了納米孿晶提高了超細晶Cu的斷裂韌性與抗循環裂紋擴展能力[22]。

晶界弛豫（納米晶中穩定的晶界網絡）也可有效抑制晶界擴散，阻礙高溫下晶界遷移、滑動和擴散蠕變等失穩機制的啟動，從而提高了材料的性能。如將單相NiCoCr合金棒材表層晶粒細化到9 nm（SNG-9），在晶粒尺寸低于34 nm時晶界通過晶界弛豫調整到低能狀態。弛豫的納米晶的粗化溫度提高到400 ℃，且高溫強度始終高于普通納米晶（如圖5）；用霍爾佩奇關系中的k表示晶界在高溫下的強化效果，弛豫性納米晶的等強溫度提升到1 000 ℃左右[39]。

2.5增強相異質結構

增強相異質結構通過直接添加或者原位反應生成增強相在材料內部呈現宏觀尺度均勻而微觀尺度不均勻的異質結構金屬材料，這種增強相異質結構金屬材料往往表現出各向同性。目前研究最多的是網狀增強相異質結構[23， 40]，網狀增強相可以有效阻礙晶粒長大，提高高溫穩定性并鈍化裂紋，提高材料的斷裂韌性。

網狀增強相異質結構中增強相作為硬區承擔較大應力，內部的軟區承擔更大的應變。如激光焊接過程中通過原位反應合成的（ZrB2+Al2O3）/AA7N01組織中，增強相顆粒分布在晶界處構成網狀結構，3%（ZrB2+Al2O3）雙粒子的引入使晶粒尺寸下降81.8%。網狀沉淀相的存在使晶界處發生強烈的晶格失配并阻礙位錯運動，與AA7085激光焊接樣品相比，抗拉強度提高了106.9 MPa，且延伸率提高至10.9 %[41]。

網狀分布的增強相能夠極大抑制晶粒的長大，且在高溫下仍可以保持優異的強塑性和良好的熱穩定性。在粉末冶金制備的TiBw/Ti-6Al-4V網狀異質結構中，TiBw均勻分布在Ti-6Al-4V晶粒周圍（圖6），其拉伸強度和延伸率與Ti-6Al-4V合金相比分別提升了145.3%和6.4%。TiBw/Ti-6Al-4V網狀異質結構還具有較好的高溫力學性能，在 706 ℃、642 ℃ 和 534 ℃ 時分別為 450 MPa、500 MPa 和 550 MPa，與Ti-6Al-4V合金相比分別提升了6.4%、21.4%和42.7%[23]。

網狀增強相的獨特分布方式可以起到偏轉裂紋的作用，并且網狀材料內部作為軟相可以吸收裂紋能量以鈍化裂紋，以提升材料的韌性。如將熔融Al滲透到多孔B4C骨架中制得了具有梯度網狀結構的層壓Al/B4C復合材料，從內部中心區域到外部表面區域，B4C體積分數持續增大，在單裂紋模式下，裂紋從B4C陶瓷層內部開始擴展，當裂紋尖端遇到金屬Al層時發生偏轉和鈍化，從而降低應力集中，這個過程反復發生，直到裂縫覆蓋整個樣品[42]。

2.6多級異質結構

多級異質結構金屬材料通過優化制備技術達到多種異質結構類型同時存在的效果，不同的異質結構之間或異質結構與常規增韌機制如相變誘導塑性、孿晶誘導塑性或變形孿晶等協同耦合。應變硬化機制在不同的應變階段依次激活，它可以在非常高的拉伸應變下保持高應變硬化率，產生高的延展性。

整合多種異質結構的框架（如層狀異質結構與網狀異質結構結合），將實現異質性貢獻的最大化，實現優越的強度-延性協同作用。如將Al片和TiBw/Ti片堆疊軋制獲得多級異質結構金屬材料（如圖7），當TiBw/Ti層厚度為760 μm時，試樣的極限抗拉強度為785 MPa，比其他三種試樣（TiBw/Ti厚度分別為460 μm、560 μm和660 μm）高約15%，較大的成分不均勻性有效地避免了傳統金屬和合金的強度和延展性的權衡[43]。

將不同異質結構類型與沉淀相相耦合，增大材料間的機械不相容性，從而提高協同強化效果。如由粗晶粒（10～30 μm）、超細晶粒（0.5～2 μm）和L12結構納米沉淀物組成的Co34.46Cr32.12Ni27.42Al3Ti3中熵合金，L12結構納米沉淀物分布在超細晶內與基體完全相干，最大限度地減少了界面的彈性失配應變，緩解了變形過程中的應力集中，對增強延展性起到了積極作用，該材料的抗拉強度和延伸率分別提升到2.2 GPa和13%[44]。

在異質結構內部引入變形孿晶，通過孿晶的變形容納更多的應變，可以使材料在提升強度性的同時，獲得更高的延展性，實現協同強化。如通過冷軋結合低溫退火/時效工藝在Ni64Cr25Co5Al3Ti3合金內引入體積分數約為63.77%的完全再結晶區、體積分數約為29.36%的亞結構區和體積分數約為6.87%的殘余變形區，在拉伸狀態下，變形孿晶邊界是堆垛層錯的成核點，堆垛層錯和變形孿晶被激活，這種變形行為可以提高加工硬化速率，使屈服強度提升1.85 GPa，延伸率到24 %，表現出優異的強韌性協同效應[45]。

3異質結構金屬的強韌化理論

3.1異質結構變形誘導強化理論

異質結構變形誘導（hetero-deformation induced，HDI）強化通過構建具有機械不相容性的軟硬區，區間塑性變形能力的差異導致的硬化效應[46]，包含軟相（微米晶）的背應力強化[26]和硬相（亞微米晶）的前應力軟化[47]。背應力強化是指GNDs等不可動缺陷組態向后續可動位錯施加反向長程內應力，并抑制位錯增殖[25， 48-50]；軟相的位錯塞積形成背應力，硬相相應會產生前應力以維系力學平衡，硬相的應力狀態改變會激活滑移系以協調塑性變形，表現為硬相變軟（如圖8）[47]。

將粗晶作為軟相，納米晶作為硬相進行耦合，在背應力和前應力的作用下形成密集的GNDs束，促進軟硬相之間的協調變形。如對粗晶低合金鋼（Fe-1.5Mn-0.16C-0.05Si）進行180°到1 440°預扭轉變形，由于近程和長程位錯的相互作用，形成了大量的GNDs，HDI加工硬化隨著梯度結構平均晶粒尺寸的減小而不斷加劇，并且隨細晶表面到粗晶芯的GNDs密度逐次降低，從表面的5.0 μm到中心的11.1 μm的最佳晶粒尺寸分布導致最大HDI強化（325 MPa） [46]。

應力的存在激發硬相產生塑性變形，即變形過程中硬相的軟化[26]。如具有高機械不相容性的CuCrZr/Cu合金在變形時會在過渡界面產生極大的機械不相容性，在層界面附近的軟質粗晶粒中位錯堆積到一定程度后，產生的背應力使位錯難以繼續在粗晶層中滑動，直到周圍的細晶開始在更大的應變下屈服，使得層狀CuCrZr合金獲得了高抗拉強度（UTS=412 MPa）、高延展性（伸長率為16.4%）和高導電性（88.4% IACS）的優異組合[51]。

3.2應變分配理論

應變分配，即異質結構由于相鄰層之間的組成、晶體結構、晶粒尺寸和織構的異質性，界面之間存在明顯的機械不相容性，在界面附近會產生強烈的應變梯度[51]。在拉伸變形過程中，軟區將首先開始塑性變形，而硬區則保持彈性。軟區中的GNDs將會被邊界阻擋并堆積，抵消剪切應力，以承受更高的應力[6， 12， 52]，由于塑性應變在邊界處需要保持連續性，硬區則需要產生相應的應變以適應變形，因此在界面附近必須存在應變梯度以適應應變分配。

異質結構金屬材料組成金屬之間的應力分配直接影響材料的機械性能。如N1-N8為1到8個積累疊軋循環制備的Ti/Nb多層復合材料，在N3和N8復合材料中，Ti在外加應力分別為318 MPa和437 MPa時優先屈服。對于N3復合材料，隨著外加應力的增加，Nb迅速軟化，應力轉移到Ti層，從而減少相間相互作用。當外加應力達到495 MPa時，Ti變得比Nb更硬，并且相間相互作用再次增加；對于N8復合材料，Nb始終充當較硬的成分，導致相間應力增加。在外加應力達到790 MPa時，由于Nb的飽和應變硬化，成分之間的應力分配開始減少[53]。

進行塑性變形時，軟區首先產生變形，與軟區相鄰的硬區相應地會產生應變梯度以適應變形，也就是說異質結構內部的硬區具有一定的塑性。如具有粗晶和超細晶雙峰異質結構Cu，如圖9所示，應變梯度分布是宏觀的、層間的，這使得應變在納米結構層內分散[54]。在跨尺度梯度和層狀異質結構金屬材料中，硬的納米晶區對相鄰的軟的粗晶區施加了較強的約束，這些軟區承受較大的塑性應變。因此，應變梯度的形成是為了保持跨異質區邊界的應變連續性。為了適應應變梯度，生成GNDs以在界面影響區中提供兼容的變形[55]。

3.3延遲頸縮理論

異質結構金屬材料具有延遲頸縮特征，即形成宏觀應變帶或多重分布的微觀應變帶，GNDs和林位錯密度隨著應變的增加不斷增加，塑性變形受到穩定的硬區約束，由此產生應變梯度并發生應力狀態改變形成應變帶[10， 56]；或者通過界面約束和應變傳遞逐漸發生變形，抑制變形帶與局部頸縮的快速擴展和早期失穩，導致頸縮的延遲效果[56-57]。

對于傳統材料，隨著應變的增加位錯密度不斷增加，導致應力集中進而發生頸縮，而軟/硬相的引入可以通過產生GNDs和應變帶來穩定變形，導致頸縮延遲。如在Ti-6Al-4V/Al層狀異質結構金屬材料中，較高的熱壓溫度使Ti-6Al-4V層晶粒細化，促進了Al3Ti晶粒的長大，提高了異質結構的局部位錯密度，Al體積分數的增加影響了異質結構的變形模式和破壞行為，在拉伸過程中通過促進應變流動使法向應變均勻化，充分調節了局部應變分布，緩解了Ti-6Al-4V層的應力集中，延緩了異質結構金屬材料的頸縮[13]。

復合材料可以通過抑制變形帶延遲頸縮，從而提高延展性，呂德斯帶的產生導致加工硬化能力的急劇喪失和顯著的應變集中，是一種典型的應變局域化現象（如圖10）[58]。在不銹鋼的超細晶中引入粗晶，粗晶的引入抑制了呂德斯帶的產生。在拉伸過程中，內部粗晶的塑性變形受到周圍超細晶的約束，產生幾何必要位錯以適應異質界面強大的應變梯度，從而提高了應變硬化率；且積累的GNDs產生HDI應力提高了材料的加工硬化能力。引入粗晶后，材料的屈服強度和延伸率保持較高水平（845 MPa，44%）[58]。

3.4界面影響區理論

界面影響區，即異質結構界面附近存在顯著應變梯度和GNDs堆積的區域。無論施加應變或改變界面間距，臨界界面影響區寬度基本保持不變，但界面影響區中的應變強度增加，導致更高的應變梯度和背應力加工硬化[52， 59]。界面間距越小，界面密度越高，界面影響區越多，即GNDs堆積越多，將有助于增加強化和應變硬化效果。當層厚度或晶粒直徑等于界面影響區寬度的兩倍時，GNDs的效果最大化[36]。

界面間距對異質層壓板的力學性能至關重要，通過調控層厚度可以達到最優的強韌性組合。如Al/Ti/Al層狀復合材料的力學性能高于混合法則計算的結果，且隨著Ti層厚度的減小，層狀復合材料獲得的額外強度和伸長率均先增加后減小，最佳厚度為0.6 mm。在拉伸過程中，Ti/Al界面附近形成界面影響區，GNDs密度呈現梯度分布導致應變梯度，更多的棱柱型位錯和基底滑移被激活，有助于提高應變分散的效率，從而提高應變硬化能力。當層厚從1.5 mm減小到0.6 mm，界面影響區的寬度從0.25 mm略微增加到0.3 mm[60]。

異質結構金屬材料中軟硬相機械不相容性的差異影響界面影響區內應變梯度和GNDs的積累量。如在Cu-10Zn、Cu-30Zn、Cu-Cu三種層壓樣品的拉伸試驗中，異質結構粗晶/納米晶中的相鄰域中具有明顯硬度不相容性的尖銳界面（圖11），層間的力學不相容性誘導界面影響區的形成，該區域內的應變梯度強度隨外加應變呈線性增加，而界面影響區中GNDs堆積產生的HDI應力在應變早期迅速增加，然后減慢至近似飽和，這是由于應變過程中界面附近位錯堆的動態形成和消失[61]。

4異質結構金屬材料的特性

異質結構理論的引入為突破傳統金屬材料強度-韌性難以兼容的特性開拓了思路，這種新的思路不僅使我們能夠創造出更為堅固且耐久的材料，還可以通過合理的設計提高材料其他方面的性能，如抗疲勞性能、摩擦磨損性能和斷裂韌性。

表1為典型異質結構金屬材料強度-韌性。

材料在受到遠低于材料的靜態強度的應力時，可能會發生結構損傷性疲勞。對均質金屬和合金施加循環的機械載荷會使原始表面的顯著粗糙化并造成侵入和擠壓[74]。在循環載荷作用下，粗糙化的合金表面充當微缺口引起疲勞裂紋成核并推進到內部，最終導致災難性失效。與均質材料相比，引入結構特征的異質結構可使材料表現出優異的機械特性。構造異質結構有望進一步提高疲勞性能。如具有梯度納米結構表層的軸承鋼，較高的強度和結構均勻性使其在1 050 MPa的臨界應力幅值下仍能抑制表面裂紋萌生和疲勞斷裂[75]；在粗晶Cu棒中沿徑向引入納米梯度晶粒，晶粒尺寸梯度的存在抑制應變集中并協調應變分配，顯著減少了晶內位錯的積累，有效抑制表面的粗糙化，低周疲勞壽命和高周疲勞提高到粗晶Cu的兩倍[74]。

大多數機械裝備惡性事故都起源于潤滑失效和過度磨損，為了減少磨損通常選擇提高材料的硬度或者降低金屬摩擦系數[76]，工程材料的磨損失效通常發生在表面，所以通過在材料表面制備納米梯度層來提高材料的性能是合理的。如通過表面機械研磨制備梯度異質結構的超低碳鋼，表層納米層可以提供優越的摩擦學性能而內部粗晶容納應變以抑制開裂[77]；在高負載條件下，具有晶粒尺寸梯度的超低碳鋼相比粗晶鋼表現出更低的金屬摩擦系數和更強的耐磨性；對三種均質Cu（粗晶、超細晶、納米晶）和三種異質結構Cu（納米孿晶、梯度和納米孿晶梯度結構）樣品的摩擦學性能進行比較，結果表明異質結構具有更加優異的結構穩定性，磨損過程中，由于在磨損亞表面具有新的孿晶界遷移和晶粒旋轉所導致的晶粒團聚機制共同作用提高了材料的耐摩擦磨損能力[78]。

斷裂韌性用于表征材料阻止裂紋擴展的能力，是度量材料的韌性好壞的一個定量指標，通常材料的斷裂韌性會隨其屈服強度的增加而下降。異質結構作為一種強塑性協同增強的材料，在高強度下能夠維持良好的斷裂韌性。如在激光熔覆制備的Fe-Cu雙相異質結構界面引入TiC顆粒，在晶界聚集的TiC顆粒可以減小晶間液Cu膜的體積和應力集中，從而減少Fe-Cu混合區熱裂紋的成核和進展，兩相區曲折的晶界阻擋了固態裂紋延伸[79]；對于電沉積制備的晶粒尺寸梯度Ni板，裂紋從粗晶到納米晶再到粗晶擴展具有最穩定的上升R曲線，同時具有超過350 MPa·m1/2的裂紋擴展韌性，其高斷裂韌性來源于納米晶高的拉伸強度和粗晶的裂紋鈍化能力[17]。

5總結與展望

異質結構金屬材料是一個快速崛起的領域，多種類型的異質結構在提供高強度的同時保持了優異的延展性，這種強度-延性協同作用的機制已經從HDI應力、應變分配理論、延遲頸縮理論和界面影響區等方向進行了解釋。目前仍有一些存在的問題尚未解決，如下：

1） 當前制備的異質結構金屬材料大多存在明顯的各向異性，材料強韌化協同作用只在某一方向起作用，今后應當對異質結構金屬材料的服役性能進行優化，以適應多樣化的應用環境。

2） 當前異質結構金屬材料的探索主要在異質結構的構筑、塑性變形機制及其力學行為上面，對于異質結構在疲勞、多軸、蠕變、腐蝕等復雜服役條件下失效機理與破壞形式研究較少。

3） 異質結構金屬材料在構建時應當注意避免不必要的缺陷產生（如氣孔、裂紋等），這些缺陷容易導致材料的強度與韌性的協同效應無法顯示，故應當對現有的制備工藝方法進行進一步的優化設計。

4） 異質結構金屬材料的制備應當向增材制造、納米制造以及數字制造等方向發展，形成更精細、更先進、更可靠的強韌化手段，實現對材料微觀結構特征的精準調控。

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Research progress in heterostructure metal materials

ZHAN Zaiji1，2，ZHANG Yunsong1，WANG Xiaoyu1，CAO Haiyao1，3

（1.State Key Laboratory of Metastable Materials Science amp; Technology，Yanshan University，Qinhuangdao，Hebei 066004，China;

2.School of Mechanical Engineering，Yanshan University，Qinhuangdao，Hebei 066004，China；

3.School of Materials Science and Engineering，Yanshan University，Qinhuangdao，Hebei 066004，China）

Abstract： The inverted relationship between the strength and plasticity of traditional metal materials limited its application scope.As a new type of composite material，heterostructure metal materials exhibited comprehensive mechanical properties （such as high yield strength，high ductility，and fracture toughness） that traditional homogeneous materials cannot achieve.In this paper，the definition and the types of current mainstream of heterostructure metal materials were introduced.The strengthening and toughening mechanisms of the interaction between soft and hard regions were summarized in heterostructure metal materials at the micro level such as heterostructure deformation-induced strengthening，strain distribution，delayed necking，interface influence zone，etc.Finally，the potential development aspects of heterostructure metal materials in the future are prospected.

Keywords： heterostructure；strengthening and toughening；geometrically necessary dislocation;mechanical property