萬濤1,2, 程釗1, 盧磊,1

由力學性能差異顯著的軟、硬組元交替堆疊而成的層狀結構金屬材料普遍表現出較優異的綜合力學性能，如較高的強度、良好的塑性和較強的加工硬化能力等[1~6]。層狀結構材料優異的力學性能主要來源于軟、硬組元之間的塑性變形不兼容或非均勻變形，形成塑性應變梯度[7~9]，產生幾何必需位錯(GND)[7,10~12]協調塑性變形。這些額外儲存的GND能夠引起長程背應力，產生額外的強化和加工硬化[2,13,14]，進而提升材料的強度和塑性[15~17]。此外，層狀結構材料中由于軟、硬組元間發生非均勻變形并相互約束，使組元內出現多軸應力狀態，也會進一步促進位錯儲存，有利于實現更好的強度-塑性匹配[18]。

如何調控層狀結構金屬材料的微觀結構從而進一步優化其力學性能已有諸多研究，大多集中在組元厚度[1,2,19,20]、組元力學性能差異[13,21,22]、組元分布[14,23,24]等方面。組元厚度的改變會明顯影響層狀結構的力學性能，當組元厚度從微米減小至納米尺度，層狀結構的強度明顯提升，強度-塑性匹配更優。例如，Cu/Cu10Zn層厚從250 μm減小到31 μm，強度和塑性同步提升[25]；而Cu-Nb的層厚從1.8 μm減小到15 nm，其強度單調增加，同時還保留了一定的斷裂伸長率[26]。層厚減小時，變形過程中位錯在層內累積產生類似Hall-Petch模式的強化效果或者單根位錯在層內受限滑移產生強化，使得層狀結構的強度得到提升[27]；另一方面界面附近產生的GND可以提高層狀結構的加工硬化能力和塑性[25]。增大組元間的硬度或強度、加工硬化差異，可促進存儲更高密度GND，更大程度協調變形不兼容性，改善材料力學性能。例如，組元間硬度差異更大的Cu/Cu30Zn[21]相較于Cu/Cu10Zn，能夠產生更高的背應力；而相對于組元間強度差異相同的Cu/Cu32Zn，加工硬化差異更大的Cu/Cu4Zn[13]樣品中強化效果更加明顯。

此外，組元占比(硬/軟組元的體積分數)也是影響層狀結構金屬材料力學性能的重要因素。Liang等[23]研究了不同Cu/Ni組元占比的三明治結構Ni/Cu/Ni的拉伸斷裂行為，Cu組元占比為74% (Cu/Ni層厚比為5.62)時材料強度和韌性斷裂的匹配最優，這歸因于Ni層對Cu層應變局域化的顯著約束作用。Wu等[28]將梯度結構無間隙原子鋼(IF鋼)視為由兩表面梯度納米晶層和芯部粗晶層構成的三明治層狀結構，所測得的屈服強度顯著高于混合法則，具有顯著的額外強化，并且當梯度納米晶層的體積分數由16%增加到48%時，額外強化逐漸增大，這主要歸因于梯度納米晶層與粗晶層之間的梯度變形行為和相互約束作用。然而，目前層狀結構材料多以納米晶為組元，在變形過程中常發生晶粒長大[29,30]、位錯回復[18]等軟化行為，難以在實驗中澄清組元占比與組元間約束變形行為及額外強化之間的定量關系。

本工作借助電解沉積納米孿晶Cu的制備技術可控性程度高、微觀結構穩定性高、變形機制清晰等特點[31,32]，設計并制備不同組元占比的層狀納米孿晶(LNT) Cu樣品。通過室溫單軸拉伸實驗，深入研究組元占比對LNT Cu強度、塑性和加工硬化率的影響規律，重點關注組元占比與額外強化之間的定量關系。利用全場應變技術測量LNT Cu樣品上表面的應變局域化及側表面的梯度應變分布，分析組元占比對組元間約束變形行為的影響規律。

1 實驗方法

均勻納米孿晶(HNT) Cu樣品利用直流電解沉積技術制備獲得。電解液為Cu2+濃度為80 g/L的高純CuSO4溶液，pH = 1。電解液溫度分別為20和40℃時，制備2種微觀結構尺寸的均勻組元納米孿晶樣品[33]，分別命名為HNT-$\mathrm{?}$和HNT-$\mathrm{?}$。前期研究[34]發現表面為硬組元較表面為軟組元的分布設計能獲得相對更高的強度，因此本工作設計了3種$\mathrm{?}\mathrm{?}\mathrm{?}$型組元空間分布的LNT結構，表層均為硬組元$\mathrm{?}$，芯部為軟組元$\mathrm{?}$。通過控制電解液從20℃恒溫(獲得硬組元$\mathrm{?}$)階梯升溫至40℃保持恒溫(獲得軟組元$\mathrm{?}$)再階梯降溫至20℃ (獲得硬組元$\mathrm{?}$)制備LNT Cu樣品。所有樣品電解沉積總時長均為16 h，電流密度為30 mA/cm2，樣品總厚度為400 μm左右。3種樣品中組元$\mathrm{?}$的沉積時間分別為1.6、8和14.4 h，即組元$\mathrm{?}$厚度占比分別為10%、50%、90%，據此本工作中分別命名為LNT-10%、LNT-50%和LNT-90%。

利用Nova NanoSEM 460場發射掃描電鏡(SEM)背散射(BSE)模式和Tecnai G2 F20透射電子顯微鏡(TEM)表征HNT Cu和LNT Cu樣品的截面微觀結構。對于組元$\mathrm{?}$和$\mathrm{?}$，在SEM照片中隨機統計約500個晶粒分別獲得2者的平均晶粒尺寸；在TEM照片中隨機統計約1000個孿晶片層分別獲得2者的平均孿晶片層厚度。

使用Instron 5848微型拉伸試驗機進行室溫單軸拉伸測試，應變速率為5 × 10-3 s-1。拉伸試樣為平板狗骨頭狀，標距段尺寸為5 mm × 2 mm× 0.4 mm，每組樣品至少測試3次以確保數據的可重復性。采用Qness Q60A+顯微Vickers硬度計測試樣品截面沿厚度方向的硬度分布，施加載荷為50 g，保載時間10 s，每個厚度處測試5次得到平均硬度。

用基于數字圖像相關(DIC)的全場應變技術在拉伸過程中原位觀測拉伸試樣上表面的應變分布。DIC測試前在試樣表面先噴白漆作為背底，后噴黑色墨點作為散斑。采用連續拍攝模式采集樣品變形過程中的形貌照片，鏡頭像素分辨率為2.9 μm/pixel，采集速率為1 frame/s。為保證圖像采集的清晰度，原位拉伸時應變速率降低為1 × 10-3 s-1。利用LEXT OLS4000激光共聚焦顯微鏡(CLSM)表征拉伸試樣側表面變形前后的高度起伏，其高度差分辨率為10 nm。測試前樣品經過機械拋光處理以保持表面平整，拉伸變形前后測量同一位置的高度起伏，對各厚度處的高度起伏進行平均。W0為樣品初始寬度，根據樣品兩側各厚度處拉伸變形前后平均高度差值的凈變化(ΔH)計算相對側向應變(Δεy)[34]：

2 實驗結果

直流電解沉積制備的均勻組元HNT Cu (HNT-$\mathrm{?}$和HNT-$\mathrm{?}$)沿生長方向的微觀結構SEM像如圖1a1和b1所示，顯示2種HNT樣品中晶粒均沿生長方向呈柱狀晶，晶粒內部分布著高密度的平行孿晶界，孿晶界面大多垂直于生長方向擇優排列。TEM觀察(圖1a2和b2)發現，孿晶界清晰平直，孿晶片層內缺陷較少，片層厚度處于納米量級。統計分布(圖1c和d)顯示，HNT-$\mathrm{?}$的短軸晶粒尺寸和孿晶片層厚度的平均尺寸較小，分別為2.8 μm和23 nm，而HNT-$\mathrm{?}$的平均晶粒尺寸和孿晶片層厚度均較大，分別為16.5 μm和72 nm。

圖1

圖1   制備態2種均勻組元納米孿晶(HNT) Cu的微觀結構和晶粒尺寸、孿晶片層厚度，及3種不同組元占比層狀納米孿晶(LNT) Cu微觀結構和沿深度方向的硬度分布

Fig.1   SEM and TEM images of HNT-$\mathrm{?}$ (a1, a2) and HNT-$\mathrm{?}$ (b1, b2), the distributions of grain size (d) (c) and twin thickness (λ) (d) of HNT-$\mathrm{?}$ and HNT-$\mathrm{?}$; and schematics (e1-g1), SEM images (e2-g2), and hardness distributions (e3-g3) of LNT-10% (e1-e3), LNT-50% (f1-f3), and LNT-90% (g1-g3) (GD—growth direction, HNT—homogeneous nanotwinned, LNT—laminated nanotwinned)

圖1e1~g1和e2~g2所示分別為3種制備態LNT Cu樣品沿生長方向的截面微觀結構示意圖和SEM像。所有樣品上下表層均為硬組元$\mathrm{?}$，芯部軟組元$\mathrm{?}$厚度分別為40、200和360 μm，樣品總厚度為400 μm，即軟組元$\mathrm{?}$的占比分別為10%、50%和90%。3種樣品沿生長方向的硬度分布如圖1e3~g3所示，表層組元$\mathrm{?}$硬度較高(1.5 GPa)，而芯部組元$\mathrm{?}$硬度較低，僅有0.85 GPa，該硬度與均勻組元硬度相同。LNT Cu中軟硬組元間存在過渡區，該過渡區的厚度即界面厚度。所有樣品由組元$\mathrm{?}$到組元$\mathrm{?}$過渡時，界面厚度約為40 μm，該過渡區內硬度呈梯度下降，這是因為電解液溫度升高時，晶粒外延生長[35]，微觀結構尺寸逐漸增大；而組元$\mathrm{?}$轉變到組元$\mathrm{?}$生長時，界面厚度不足20 μm，伴隨著硬度陡然增大，這是由于電解液溫度降低，晶粒重新形核導致微觀結構尺寸突然減小所致。

圖2為HNT Cu和LNT Cu樣品的室溫拉伸工程應力-應變曲線和加工硬化率(Θ)隨真應變的變化曲線。如圖2a所示，HNT-$\mathrm{?}$的屈服強度為434 MPa，均勻延伸率僅為1.6%；HNT-$\mathrm{?}$的屈服強度為221 MPa，均勻延伸率高達21.7%。這與此前的研究結果[36]一致，即均勻柱狀納米孿晶Cu的強度隨孿晶片層厚度的增大而減小，塑性隨晶粒尺寸的增大而增大。

圖2

圖2   HNT Cu和LNT Cu的拉伸工程應力-應變曲線和加工硬化率-真應變曲線

Fig.2   Engineering stress-strain curves (a) and work hardening rate (Θ) vs true strain curves (b) of LNT Cu and HNT Cu (The endings of elastic-plastic transition are indicated by the intersections of work hardening curves with the dash line at Θ = E / 100 in the inset of Fig.2b, where E is Young's modulus of Cu (120 GPa))

與HNT結構相比，LNT結構具有更好的強度-塑性匹配。相比于HNT-$\mathrm{?}$，LNT-10%樣品的屈服強度略有下降(425 MPa)，但均勻延伸率明顯升高(5.7%)。隨軟組元$\mathrm{?}$占比增加，LNT樣品的屈服強度隨之降低，但均勻延伸率大幅度提高。LNT-90%的屈服強度為262 MPa，均勻延伸率升高為17%。HNT及LNT Cu的室溫拉伸性能統計結果總結于表1。

表1   LNT Cu和HNT Cu的室溫拉伸性能

Table 1  Tensile properties of LNT Cu and HNT Cu samples at room temperature

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從圖2b可以看出，HNT-$\mathrm{?}$樣品的加工硬化曲線呈現典型的兩階段加工硬化：應變量小于2%時為彈塑性轉變階段，加工硬化率急劇下降；應變量大于2%時為塑性變形穩態階段，加工硬化率緩慢下降。HNT-$\mathrm{?}$樣品由于均勻延伸率較小，僅可觀察到彈塑性轉變階段。相比之下，LNT-10%的加工硬化能力明顯提高，且具有較長的塑性變形穩態階段；LNT-50%的加工硬化率接近于HNT-$\mathrm{?}$；LNT-90%的加工硬化率甚至超過了HNT-$\mathrm{?}$。以Θ = E / 100 (E為Cu的Young's模量，120 GPa)時對應的應變量來定義彈塑性轉變結束點[22]，εe-p，如圖2b插圖所示，LNT-10%和LNT-50%的εe-p幾乎相同(1.4%)，LNT-90%的εe-p為1.7%，3種LNT Cu的εe-p均高于HNT-$\mathrm{?}$ (0.7%)，彈塑性轉變階段的延長也意味著加工硬化能力的增強。

為進一步研究組元占比對LNT Cu塑性變形行為的影響，觀測了LNT Cu在不同拉伸應變時上表面(x-y平面)沿x軸方向應變(εx )的分布(圖3a)。從圖3b1~b3清晰可見，LNT-10%在施加的拉伸應變εapp = 1%時，表層應變分布較為均勻；隨εapp增大，應變集中明顯；當εapp增大為5%時，出現非常嚴重的應變局域化現象。而LNT-50%和LNT-90%樣品即使在εapp增大到5%時，應變分布仍較為均勻，可見2者的應變局域化程度較低(圖3c1~c3和d1~d3)。

圖3

圖3   LNT Cu拉伸試樣和標距段表面散斑示意圖，不同拉伸應變下沿x軸方向的應變(εx )分布，拉伸應變5%時的應變分布曲線和應變局域化程度(Δεx )測量示意圖，及Δεx 隨拉伸應變的變化趨勢

Fig.3   Illustration of tensile specimen and spackle pattern on gauge area (a), strain distributions along x axial (εx ) on the surfaces of LNT-10% (b1-b3),LNT-50% (c1-c3), and LNT-90% (d1-d3) at different applied tensile strains (εapp), εx distribution profiles of three LNT Cu samples at εapp = 5% (e) (measured along the white transverse lines in Figs.3b3-d3), and Δεx of three LNT Cu samples at different εapp (f) (Δεx is the increased value between the maximal εx and εapp, as illustrated in Fig.3e)

為定量表征上表面硬組元$\mathrm{?}$的應變局域化演變，測量了3種樣品在不同εapp時的應變分布曲線上最大應變${?}_{?}^{\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}$與εapp之差，即應變局域化程度：Δεx =${?}_{?}^{\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}$- εapp (圖3e以εapp = 5%為例)。應變分布曲線沿圖3b3~d3中虛線位置(經過各樣品中沿x軸方向應變局域化最嚴重的區域)測得。從圖3f可見，εapp從1%增加到5%時，LNT-10%的Δεx 由0.1%急劇增加到2.9%；LNT-90%中Δεx 緩慢增加至1%；而LNT-50%的Δεx 在變形過程中始終最低，εapp = 5%時Δεx 僅增加到0.6%，這表明LNT-50%在初始變形階段和后續的塑性變形階段均很好地抑制了應變局域化。

梯度塑性變形也是層狀結構金屬材料的重要塑性變形行為特征。圖4a所示為拉伸試樣在變形前后側表面(x-z平面)的高度起伏測量區域。相對于變形前(εapp = 0)側表面較微弱的高度起伏(圖4b1~d1)，拉伸變形后(εapp = 6%) 3種LNT Cu樣品側表面均表現出明顯的高度起伏(圖4b2~d2)。從圖4b2可見，LNT-10%樣品中間區域(白色虛線所圍區域)的高度較低，即側向收縮量或應變量較大，表明樣品側面也表現出顯著的應變局域化，這與圖3b3觀察的現象一致。與LNT-10%不同，LNT-50%和LNT-90%側面均無應變局域化現象，而呈現出明顯的梯度變形行為(圖4c2和d2)，芯部軟組元的高度低于兩側硬組元，即組元$\mathrm{?}$沿y方向的應變大于組元$\mathrm{?}$，這與從組元$\mathrm{?}$到組元$\mathrm{?}$的漸進屈服有關(詳見第3節討論)。

圖4

圖4   LNT Cu拉伸變形前后側表面高度起伏輪廓和分布曲線以及相對側向應變(Δεy)分布

Fig.4   Illustration of tensile specimen and the observed area (a), CLSM images (b1-d1, b2-d2) and corresponding average height profile (b3-d3) and average relative lateral strain (Δεy) (b4-d4) of LNT-10% (b1-b4), LNT-50% (c1-c4), and LNT-90% (d1-d4) deformed at εapp = 0 and 6%, respectively (The area closed by white dashed lines in Fig.4b2 indicates the strain localization zone. |Δε${}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{?}-\mathrm{?}}$| is maximal lateral strain difference between component $\mathrm{?}$ and $\mathrm{?}$, ηy is lateral strain gradient)

根據側表面的高度起伏，能夠進一步獲得相對側向應變Δεy的分布。將側向高度沿拉伸方向(x軸)平均，可得到平均高度沿著樣品厚度方向(z軸)的分布(圖4b3~d3)。將拉伸變形后(εapp = 6%)的平均高度減去變形前平均高度，則獲得高度起伏的凈變化ΔH，由此根據 式(1)計算出Δεy的分布，如圖4b4~d4所示。LNT-10%中(圖4b4)表層組元$\mathrm{?}$的側向應變|Δεy|略大于組元$\mathrm{?}$，兩組元間的最大側向應變差|Δε${}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{?}-\mathrm{?}}$|僅為0.06%，側向應變梯度ηy (單位樣品厚度范圍內|Δεy|的變化)僅為3 m-1。值得注意的是，該應變梯度的形成與應變局域化密切相關，處于表層的組元$\mathrm{?}$發生了頸縮失穩，產生更大的側向收縮應變。

相反，LNT-50%中(圖4c4)表層組元$\mathrm{?}$的側向應變|Δεy|明顯小于組元$\mathrm{?}$，|Δε${}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{?}-\mathrm{?}}$|為0.3%，并呈現出顯著的梯度變形，ηy為17 m-1。LNT-90%具有更大的|Δε${}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{?}-\mathrm{?}}$| (0.6%)和ηy (31 m-1)。值得注意的是，盡管LNT-50%與LNT-90%均發生顯著的梯度塑性變形，但LNT-50%中|Δε${}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{?}-\mathrm{?}}$|較小，這意味著兩組元間的約束作用更大，兩組元間應變梯度減小，塑性變形更加一致。

不同組元占比造成的不同程度的抑制應變局域化和梯度塑性變形會導致微觀結構演變產生差異，為探究這種差異，在3種LNT Cu樣品拉伸斷口附近選取變形量相近(截面收縮真應變εT ≈ 35%)的區域進行微觀結構觀察。從圖5可以看出，3種樣品嚴重塑性變形后的微觀結構明顯不同。LNT-10%中出現貫穿晶粒的剪切變形帶(圖5a1和a2虛線所圍區域)，表現出明顯的局域剪切變形特征[37]。組元$\mathrm{?}$中部分柱狀晶破碎，剪切變形帶寬度為1~3 μm，變形帶內的納米孿晶結構被細小的晶粒或位錯結構所取代；組元$\mathrm{?}$內的變形帶寬度超過10 μm，出現嚴重的退孿生現象(圖5a2箭頭所指)，但仍有部分晶粒保留納米孿晶結構，這與圖3b3中觀察到的嚴重的應變局域化行為一致。

圖5

圖5   3種LNT Cu拉伸試樣斷口附近硬組元$\mathrm{?}$和軟組元$\mathrm{?}$的微觀組織(截面收縮真應變εT ≈ 35%)

Fig.5   Microstructures of hard component $\mathrm{?}$ (a1-c1) and soft component $\mathrm{?}$ (a2-c2) of LNT-10% (a1, a2), LNT-50% (b1, b2), and LNT-90% (c1, c2) after tensile fracture (The areas circled by dashed lines in Figs.5a1 and a2 indicate the shear bands after deformation and the arrow in Figs.5a2 indicates detwinning. The true stain is estimated from area reduction after tensile deformation εT ≈ 35%)

LNT-50% (圖5b1和b2)嚴重變形后雖然無明顯剪切變形帶，但柱狀晶形貌變得不完整。組元$\mathrm{?}$的晶粒內仍可分辨部分孿晶界；組元$\mathrm{?}$內晶粒的塑性變形程度更為劇烈，晶界和晶粒內的孿晶界幾乎不能分辨，并且晶內出現了一些沿著柱狀晶長軸方向的取向襯度，這可能與晶粒內形成位錯結構有關。如圖5c1和c2所示，LNT-90%中兩組元仍呈現典型的柱狀晶形貌，晶界清晰可見，晶內孿晶片層結構相對完整，與均勻組元的變形形貌相同。

3 分析討論

以上實驗結果表明，LNT Cu具有良好的強度-塑性匹配，而且組元占比顯著影響其力學性能。隨著軟組元占比增加，LNT Cu的強度降低，塑性卻顯著升高。對于非均勻結構材料，通常利用混合法則估算其屈服強度${?}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{R}\mathrm{O}\mathrm{M}}$[38]：

式中，fi 為某組元i占比，${?}_{?,\mathrm{y}}^{\mathrm{E}\mathrm{X}\mathrm{P}}$為實驗測得相應均勻組元的屈服強度。根據 式(2)估算，LNT-10%、LNT-50%和LNT-90%樣品的${?}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{R}\mathrm{O}\mathrm{M}}$分別為413、328和242 MPa。而實驗結果表明LNT Cu樣品的屈服強度均高于其${?}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{R}\mathrm{O}\mathrm{M}}$，說明產生了額外強化(表1)。進而，LNT Cu的額外強化程度可估算為：

式中，${?}_{\mathrm{y}}^{\mathrm{E}\mathrm{X}\mathrm{P}}$為實驗測得的屈服強度。3種LNT樣品的額外強化程度分別為2.9%、13.4%和8.3%。顯然，組元占比為50%時LNT Cu的額外強化效果最佳。

層狀納米結構的強化行為與其非均勻變形及相互約束行為密切相關[17,39]。這種非均勻變形及相互約束行為來源于兩組元不協調的塑性變形，不僅體現在變形初期的彈塑性轉變階段，而且體現在大應變的塑性變形階段。一般來說，受到外力作用之后，均勻組元軟取向的晶粒優先發生塑性變形，而硬取向晶粒塑性變形滯后，由軟取向到硬取向晶粒逐漸塑性變形的過程即為彈塑性轉變。而LNT Cu在變形初期，除了組元中晶粒間的彈塑性轉變之外，還存在軟組元$\mathrm{?}$到硬組元$\mathrm{?}$的彈塑性轉變。具體來說，軟組元$\mathrm{?}$的屈服強度較低，優先發生塑性變形，此時硬組元$\mathrm{?}$仍處于彈性變形階段；隨著應變的增加，硬組元$\mathrm{?}$也發生屈服進入塑性變形階段，組元$\mathrm{?}$的所有晶粒均發生塑性變形時，LNT Cu完成彈塑性轉變，進入塑性變形階段。在彈塑性轉變過程中，由于塑性變形階段的Poisson比(約0.5)大于彈性變形階段的Poisson比(約0.3)[40]，率先發生塑性變形的軟組元$\mathrm{?}$側向應變大于硬組元$\mathrm{?}$，以至于前者受到側向拉應力，而后者受到側向壓應力，從而使得兩組元間產生相互約束作用[18,28,41]。如圖2b所示，組元占比明顯影響LNT Cu的彈塑性轉變過程，LNT-90%的彈塑性轉變區較長，即硬組元$\mathrm{?}$在較大的拉伸應變下才完全進入塑性變形；而LNT-10%和LNT-50%的彈塑性轉變區較短，前者是因為組元$\mathrm{?}$發生了嚴重的應變局域化(圖3b1~b3)，而后者因為在組元$\mathrm{?}$較大約束作用下，組元$\mathrm{?}$提前進入塑性變形階段。

當進入塑性變形階段，LNT Cu樣品也充分體現出組元間的相互約束作用。如圖3b1~b3和4b1~b4所示，LNT-10%表現出顯著的應變局域化現象，不能呈現梯度塑性變形，其原因在于軟組元$\mathrm{?}$占比較低，難以約束硬組元$\mathrm{?}$的應變局域化，即約束程度很低。LNT-90%樣品中，硬組元$\mathrm{?}$占比低，2者之間約束作用有所提高，但也表現出一定的應變局域化現象(圖3d1~d3)。相反，LNT-50%在塑性變形階段表現出顯著的抑制應變局域化行為(圖3c1~c3)，這意味著當軟硬組元占比相當時，層狀結構組元間的相互約束能力更高。

除此之外，組元占比對約束作用的影響在塑性變形階段還體現在各組元的梯度應變分布上。如圖4c4和d4所示，LNT-50%和LNT-90%具有相同的宏觀拉伸應變(εapp = 6%)，但是其側向應變分布卻不相同。對于LNT-90%，硬組元$\mathrm{?}$占比低，且處于樣品表面(塑性變形更自由)，難以約束距離表層較遠的芯部軟組元$\mathrm{?}$的側向塑性變形，在兩組元間形成了顯著的側向應變差或不協調變形。相比之下，LNT-50%樣品中軟硬組元占比相當，兩組元間約束作用較強，組元間側向應變差或應變梯度較小，兩組元變形更加協調。組元占比對約束作用的影響也可通過各組元變形后的微觀結構來反映。如圖5所示，對于約束作用較低的LNT-10%和LNT-90%，拉伸變形后各組元的微觀結構與均勻納米孿晶結構樣品類似，前者出現局域剪切變形特征，后者依然保持典型的柱狀晶特征。而與之不同的是，LNT-50%晶粒內部出現明顯的由高密度位錯引起的取向襯度，導致微觀結構呈現顯著的塑性變形特征，這與組元間較大的約束作用或側向應力對位錯儲存能力的提升密切相關。

綜上分析，通過改變軟硬組元占比能夠調控組元間在彈塑性轉變和塑性變形階段的約束作用程度，進而影響層狀納米結構金屬材料的力學性能與變形行為。根據以往研究[2,18,28,39]，包括層狀結構在內的非均勻結構材料的強化機制一方面來源于組元間存儲的GND，其密度與塑性應變梯度成正比，另一方面來源于組元間的約束作用，通過產生多軸的應力狀態，促進位錯儲存。與LNT-90%相比，LNT-50%雖然其塑性應變梯度較小，卻具有較大的約束作用和較強的位錯儲存能力，從而表現出較高程度的額外強化。因此，組元間的約束作用可能是主導組元占比影響LNT Cu額外強化的內在機制。以上結果為高性能層狀結構金屬材料的發展提供了思路，并對其他含有軟硬組元的非均勻結構如梯度結構[42]、雙模結構[43]、球殼結構[44]等金屬材料的發展具有重要啟示作用。

4 結論

(1) LNT Cu的組元占比對其力學性能影響明顯。由LNT-10%到LNT-90%，屈服強度從425 MPa下降至262 MPa，均勻延伸率由5.7%增加至17.0%；LNT Cu屈服強度均大于組元混合強度，表現出不同程度的額外強化，當軟硬組元占比相當時LNT-50%的額外強化最大，達到13.4%。

(2) LNT Cu組元占比明顯影響彈塑性轉變階段和塑性變形階段兩組元間的不協調的塑性變形及相互約束行為。軟組元占比較低或較高時，組元間約束作用較小。當軟硬組元占比相當時，LNT-50%內的約束作用最強，彈塑性轉變區明顯變短，塑性變形階段的應變局域化幾乎被完全抑制，組元間側向應變差減小，變形更加協調。