隨著我國航空航天、交通運輸和海洋裝備等重大工程領域的快速發展,其裝備對于結構材料提出了高性能、輕量化和高可靠性的迫切需求。正所謂“一代材料,一代裝備”,金屬及其合金作為工業領域中不可或缺的結構材料,其綜合服役性能的不斷提高推動著相關工業技術的進步。強度和韌性作為金屬材料最核心的2個力學性能指標,決定著金屬材料在工程應用中的使役表現,因此強韌均衡是工程結構材料設計的永恒主題[1]。過去30年的廣泛研究表明,傳統的形變強化、固溶強化、析出強化和相變強化等強化手段[2~5],在一定程度上提升了其強度而犧牲了韌性,呈現出明顯的強度-韌性倒置關系,且材料的強度愈高倒置關系就愈突出[1]。基于仿生學的材料設計正成為一個快速增長并具有巨大發展空間的領域。具有優異綜合力學性能和強韌性匹配的天然生物材料往往具有比較復雜的結構要素特征,如非均勻幾何形態及空間分布、多尺度、多相與多層次結構等[6,7]。由此出發,科學家們“師法自然”,從自然界中獲取靈感,在金屬材料中構筑出一些新穎的微觀結構,如梯度結構[8]、層片結構[9]和多級孿晶結構[10]等。相關設計范式已被證實能夠有效地提高材料的強韌綜合性能[11]。

與傳統均勻結構材料相比,上述材料內部空間結構、強度乃至成分上呈現出非均勻分布的特性,此類存在“軟區”和“硬區”結構單元的金屬材料也被稱為“異構金屬材料”[12]。從21世紀初,Wang等[13]首次提出雙峰結構協同提升金屬材料強韌性伊始,20年來已有上萬篇關于異構金屬材料力學性能與變形機理的文章。在ScienceDirect數據庫中,異構金屬材料強韌性相關文章已20000余篇。在此基礎上,已有若干綜述總結了異質結構的力學性能及其存在的變形強化機制。例如,Sun等[10]詳細綜述了多級納米孿晶金屬的強化效應與制造工藝。Li等[14]系統描述了梯度結構中的力學性能與變形機制。Misra等[15]綜述了近年來多相及多級材料在提升金屬強韌性方面的作用。Sathiyamoorthi和Kim[16]概述了異構金屬材料在新材料方面的應用。Wu和Fan[17]詳述了異質結構變形過程中應變去局部化機制。Li等[18]闡述了異質結構內幾何必需位錯堆積誘導的強化效應。Zhu等[12]系統總結了異構金屬材料的設計理念與內部異質區非均勻變形引起的背應力強化。目前,對異構金屬材料的變形與強化機制效應的研究已比較全面。隨著相關理論、模型和制備工藝水平的發展,人們在納觀-微觀-宏觀等不同尺度上對異構金屬材料的微觀結構設計與精準調控逐步成為可能,有望進一步推動異構金屬材料領域的發展。本文綜述了異構金屬材料微觀結構優化設計的理論基礎與常見調控強韌化工藝的進展,并對該領域亟待解決的問題以及未來發展做出展望。

根據微觀調控方式,大致可以將異構金屬材料劃分為以下3類：(1) 調控材料晶粒尺寸或結構,制備具有跨尺度特征晶粒分布的微觀結構,如梯度結構[19]、核殼結構[20]和層片結構[21]等；(2) 在金屬材料內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,如梯度位錯胞[22]、納米孿晶結構[23]和多級結構[24]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,如異質雙相結構[25]和復合層壓板結構[26]等(如圖1[19~23,25,26]所示)。

異構金屬材料主要通過上述3種調控方式誘發額外的韌化機制,提高金屬材料強度的同時保持或提升其韌性,尋求強度與韌性在Ashby圖中的最佳匹配[27~30],如圖2[11,19,20,22,25~28,30]所示。精準的調控方式依托于先進制備技術,中國在此領域做出了一系列原創性研究工作,引領了異構金屬材料領域的發展,實現了金屬結構材料強韌性的不斷拓維。為加速異構金屬材料的迭代優化與工業應用,還需持續推進“材料成分-制造工藝-微觀結構-服役性能”多層次的系統研究,首先要厘清強韌化工藝對材料內部微觀結構的影響規律和內部微觀結構對材料強度與韌性協同提升的內在機制等科學問題,其次,利用成熟的強化機制理論反過來對材料微觀結構進行優化設計,并選擇合適的強韌化工藝進行制造,最終形成基于材料內部微觀結構調控的強韌均衡材料精準設計和制造方法。

如上文所述,近年來異構金屬材料設計理念已在傳統金屬材料的倒置曲線上表現出了明顯的強韌均衡優勢,涵蓋廣闊的強韌性包絡面。已有大量綜述[10,12,14,15,17,31,32]證實異構金屬材料內部存在多重強韌化機制及其重要作用,而如何定量地建立材料微觀結構特征參量與強韌化增益效果之間的關系,從而確定主控材料力學性能的微觀參量,將使金屬材料微觀結構設計更加有的放矢,強韌均衡的按需設計也將成為可能。本節簡要介紹異構金屬材料強韌化機制并重點概述其主要影響因素。

在異構金屬材料的塑性變形過程中,軟硬區的力學不相容性會導致明顯的非均勻變形,表現出顯著的包申格(Bauschinger)效應[11,33]。單軸拉伸卸載再加載曲線(圖3a[33])可以定量地描述此效應,也就是背應力(σb)[33]:

式中,σu和σr分別對應卸載與再加載時的屈服應力。實際上,基于此測得的背應力應由2個部分組成[34]。一部分為加卸載過程中異質區非均勻變形導致的殘余應力,即晶間背應力[34]；此外,如圖3b[35]所示,軟硬區之間的非均勻變形在塑性變形過程中還會誘發巨大的應變梯度,將在異構界面處累積大量的幾何必需位錯,進而產生晶內背應力,即隨動或背應力強化[34],在圖中還包含了晶內背應力的反作用力——硬相中的前應力[35]。因此,無論晶間背應力還是晶內背應力,物理起源都是由于材料非均勻微觀結構的非均勻變形,例如取向錯配、晶粒尺寸差異和夾雜等因素,如圖3c所示。

從前述可知,晶間背應力是異構金屬材料加卸載過程中殘余應力導致的必然產物,而背應力強化(晶內背應力)則由異構金屬材料內復雜位錯活動誘導[14],因此后者直接控制著異構金屬材料額外的加工硬化行為,也吸引著大量學者對此進行深入的研究[11,36~41]。背應力強化隨著材料屈服逐漸增加,從梯度結構和均勻結構的卸載再加載曲線可知[33],梯度結構具有更大的背應力斜率與增量,這表明以梯度結構為代表的異構金屬材料能比均勻結構積累更多的幾何必需位錯,誘導更顯著的背應力強化(圖3d[33]),使得異構金屬材料獲得優異的強韌性匹配。因此,如何調控背應力強化成為進一步優化金屬材料強韌均衡中的關鍵科學問題。

基于應變梯度塑性理論,σb與應變梯度存在如下關系[42]：

式中,μ為Young's模量,R為幾何必需位錯貢獻于背應力的作用半徑,b為Burgers矢量模,γ為位錯滑移引起的剪切應變,x為加載方向。式(2)表明,背應力強化本質上為應變的二階梯度效應,因此,可以增加異構金屬材料內異質區的應變梯度來提升強化效果。Li等[42]在J2流動準則[43]的框架下,考慮幾何必需位錯累積產生的背應力強化效應,建立了基于位錯密度的梯度結構本構模型,預測結果與實驗結果符合良好。仿真對比發現通過減小表面晶粒尺寸,梯度結構的強韌性協同將得到進一步改善。然而此強化規律受到梯度納米結構表層機械驅動的晶粒長大機制影響[41],因此還需進一步研究。Lin等[44]通過冪指數經驗公式定義了梯度指數(n'),其描述了梯度結構中不同晶粒尺寸分布對應的梯度程度,即

式中,d為歸一化深度t對應的晶粒尺寸,dmax和dmin分別為沿著梯度結構最大和最小的晶粒尺寸,研究[44]發現調控梯度結構中n'可以進一步提升強韌性匹配,在梯度結構純Ni中,n'為3時,其延性甚至超過了粗晶純Ni,最佳的粗細晶匹配有效抑制了試樣中部粗晶區域在變形過程中的表面粗糙與細晶的塑性失穩現象。He等[45]通過分子動力學模擬發現增大n'可以增加材料強度。進一步地,Cao[46]基于原子尺度模擬發現梯度結構能夠減小引起反Hall-Petch效應的臨界尺寸,且此臨界尺寸與n'成反比,引起此現象的本質原因在于梯度結構中晶界遷移的削弱與晶間塑性變形的增強。

另外,Li等[40]通過多組異質結構Cu的對比模擬發現,減小硬相尺寸和增大軟相尺寸能夠增加異質區應變梯度,開發出強韌性匹配更好的微觀結構。Zhang等[38]通過考慮軟硬相強度差主導的背應力強化機制,建立了描述雙峰異構金屬材料力學性能的晶體塑性本構模型,該模型不僅能夠同時預測多種尺寸分布的雙峰結構拉伸行為,還能定量地描述實驗加卸載曲線求得的背應力演化,克服了未有效擬合實驗背應力數據造成的背應力強化高估問題。并在此基礎上對比了微觀結構特征參量對力學行為的影響,結果表明,細化雙峰結構中的硬相尺寸比調控軟相尺寸能更有效地提升雙峰結構的背應力強化效應,進一步提升材料的應變硬化能力(圖4a和b[38])。

然而,細化晶粒尺寸的強化方法并非始終有效。Ma等[47]和Huang等[26]通過調控層壓板中的層片厚度,先后確認了界面影響區的存在,界面影響區定義為具有應變梯度的區域,該區域能夠有效地積累位錯,產生背應力強化,隨著層片厚度的減小,直到層片內相鄰的界面影響區開始重疊,強韌性都會同時提升,表明層壓板存在最佳層片厚度(lIAZ),大概為[26]:

式中,σy為材料屈服應力。因此,該研究結果表明異構金屬材料內嚴重位錯累積區的重疊反而會削弱強韌化效果,晶粒尺寸的調控也需考慮有效位錯堆疊區,應最大程度地發揮異構金屬材料內可容納位錯區,誘導更顯著的背應力強化(圖4c和d[26])。Zhao等[48,49]建立異構金屬材料位錯密度與堆積理論,模擬了層壓板結構拉伸變形,預測了不同層壓板厚度的力學性能,發現隨著界面間距的減小,界面影響區的體積分數增大能增加背應力強化效應,提升金屬材料強韌性。此外,Shin等[50]通過在鈦合金內調控異質層片結構的軟硬相體積分數,發現增大硬相區體積分數能夠提升異構金屬材料的背應力強化,進一步提升強度與韌性(圖4e和f[50])。

精準調控材料在微納尺度上的相含量和分布,激發多尺度的強化機制亦是調控金屬強韌性的有效策略之一。雙相結構中的軟硬相塑性變形時誘發的應變梯度也會誘發顯著的背應力強化效應[51,52]。例如,典型的雙相鋼結構中的硬相馬氏體與軟相鐵素體能夠在提高強度的同時,表現出一定的加工硬化和良好的塑性,這種良好的力學性能歸因于軟硬相異質區的協同強化作用[51,53]。針對復合結構材料,Fan等[9]和Wu等[54]基于軟硬相協同變形設計思路制備出Ti-Al復合材料,發現雙相復合板結構能有效抑制硬相中的應變局部化并約束微裂紋的擴展[55],展示出良好的強韌性匹配。相成分調控策略的有效性在先進高強鋼和高熵合金設計領域也已被證實,相關工作已在許多綜述中展示[16,56,57],在此不再贅述。

材料的力學行為很大程度上也受到微觀界面的影響。已有大量的工作[12,47]表明,引入特殊界面(例如相界面、異構界面、孿晶界面等)能夠同時提升材料的強韌性匹配,此節討論如何通過調控特殊界面優化異構材料強韌性。

異構金屬材料中,多種形式的金屬相界面與軟硬相界面排布,即異構界面分布也會對異構金屬材料的力學行為產生影響。Sun等[58]和Ma等[59]通過調控中錳鋼的雙相異構界面,發現引入C元素偏析可提高位錯發散與形核的阻力,進而顯著提高材料的屈服強度。Liu等[60]對比了粗晶層片排布與彌散排布異構金屬材料的力學性能,發現后者具有更優異的強韌性匹配,在彌散排布異質結構的變形過程中,更加均勻分布的軟相能夠有效抑制失穩剪切帶的形成,形成大量微剪切帶,提升均勻變形能力,同時提升背應力強化。Flipon等[61]利用晶體塑性有限元方法對比了不同粗晶排布的雙峰結構力學性能,結果表明3種粗晶排布對雙峰結構的宏觀力學行為影響較小,但是粗晶聚集分布易于局部剪切帶的形成與擴展,同時促進局部剪切帶寬化,對材料微觀變形均勻性有劣化作用。Zhang等[62]在晶體塑性框架下對比3種典型的雙峰晶粒尺寸分布異質結構,即核殼結構、層片排布結構和粗晶彌散結構(圖5[62]),在粗晶彌散排布結構中印證了大量微剪切帶的形成,并定量研究了3種不同粗晶排布異質結構中界面附近應變梯度主導的背應力強化,發現粗晶彌散結構擁有最大的異構界面密度,其能夠有效引起更大的平均應變梯度,進而誘導更高的背應力強化(圖5d[62]),揭示了異構界面密度與應變硬化率的線性關系。

孿晶界作為一種特殊低能態共格晶界,因其優異的強韌化效應而受到廣泛關注[63]。不同于傳統晶界,孿晶界不僅能有效阻礙位錯運動,還能作為位錯的滑移面容納大量位錯,使材料保持良好的強度和韌性[64,65]。相較于微米尺度和亞微米尺度的孿晶,納米尺度的孿晶對材料的強化效應顯著提高[66,67]。納米孿晶的變形機理和微觀結構演化已在前人的綜述[10,68]中得到詳細介紹,本節側重于闡述納米孿晶金屬的微觀結構特征參數對力學性能的影響。

在納米孿晶材料中,不少學者針對孿晶厚度對材料強韌性的影響進行了研究。Lu等[63]采用脈沖電沉積技術制備出具有不同孿晶厚度的純Cu樣品,發現納米孿晶Cu材料的強度隨孿晶厚度的減小而增大,當孿晶厚度為15 nm時,材料強度達到最大值,如圖6a[63]所示。極值強度的出現是由于隨孿晶厚度的減小,納米孿晶Cu的主導塑性變形機制從位錯與孿晶的相互作用轉變為孿晶結構中預存的位錯運動。此外,Li等[69]通過分子動力學模擬提出該臨界孿晶厚度以及極值強度與晶粒尺寸密切相關,晶粒尺寸越小,臨界孿晶厚度也越小,對應材料的極值強度越高。應變速率敏感指數(m)是衡量材料塑性變形的基本參量之一[70]。Lu等[71]總結了孿晶厚度對納米孿晶Cu應變速率敏感指數影響的實驗結果。如圖6b[71]所示,隨孿晶厚度從微米尺度減小到納米尺度,m迅速增加,當厚度為15 nm左右時,m比微米尺度樣品高近乎一個數量級,其歸因于位錯和大量孿晶界的交互作用。材料的層錯能也會對納米孿晶金屬的強韌性有顯著影響,在加工過程中,位錯和孿晶會大量出現在層錯能較低的金屬材料中。Zhao等[72]對擁有不同層錯能的Cu-Zn合金進行高壓扭轉處理和拉伸測試發現,在Cu-Zn合金中存在一個最佳層錯能,該層錯能對應的材料在嚴重塑性變形后具有較高的強度和最佳的韌性(圖6c[72])。提高孿晶材料韌性的關鍵是在塑性變形時材料中要有充足的位錯和孿晶累積,對于層錯能過低的金屬,經過嚴重塑性變形后,材料中的層錯處于飽和狀態,在后續的塑性變形中就難以累積層錯和孿晶,可以通過熱處理來減少材料嚴重塑性變形過程中產生的位錯和孿晶來相應地提高韌性。You等[73]通過直流電沉積工藝制備納米孿晶Cu,并結合晶體塑性和分子動力學模擬發現,改變孿晶平面和加載方向之間的角度會引起納米孿晶Cu的主導變形機制發生改變,共存在3種主導變形機理,即位錯在孿晶間滑移、位錯穿過孿晶界和不全位錯運動導致的孿晶界遷移。Zhang等[74]通過建立理論模型表明,可以通過合理設置孿晶平面和加載方向之間的角度來提高納米孿晶材料的力學性能。如圖6d[74]所示,當2者角度為60°時,發射位錯所需要的臨界應力最大,可以有效抑制剪切帶的啟動。

近年來,在金屬中構建多級納米結構也被證實為一種有效提高強韌性的方法,例如在易形成納米孿晶的金屬中構建多級納米孿晶結構可以進一步改善材料的力學性能[10]。目前學者們對多級納米孿晶材料力學性能影響因素的研究十分有限,主要集中在多級納米孿晶厚度對強韌性的影響。

Sun等[75]通過分子動力學模擬發現兩級納米孿晶材料存在2個屈服軟化現象。隨著一級孿晶厚度的減小,材料的塑性變形機制由全位錯主導轉變為不全位錯主導,材料逐漸發生軟化。隨后材料又因主導變形機制轉變為位錯阻塞而得到強化。隨著一級孿晶厚度的進一步減小,主導的塑性變形機制又轉變為平行于孿晶界的不全位錯誘發的孿晶界遷移和退孿生,材料再次發生軟化。Zhu等[76]使用基于位錯密度的理論模型來描述多級孿晶的變形行為,隨著一級孿晶厚度的增加,流動應力先增加后減小再增加,其趨勢轉變時對應的孿晶厚度分別稱為第一次軟化臨界厚度和第二次軟化臨界厚度。如圖7a[76]所示,第一次軟化對應的臨界一級孿晶厚度與二級孿晶厚度無關,而第二次軟化對應的臨界一級孿晶厚度隨著二級孿晶厚度的增加先減小后增大,此外2個屈服軟化現象對應的臨界一級孿晶厚度都會隨著晶粒尺寸的增大而增大。Yuan和Wu[77]通過分子動力學模擬發現,在一級孿晶厚度和晶粒尺寸相同的情況下,隨著二級孿晶厚度的減小,材料的流動應力先升高后減小,存在一個臨界二級孿晶厚度使材料的強度達到最大,并且該臨界二級孿晶厚度隨著一級孿晶厚度的減小而減小(圖7b[77])。隨著二級孿晶厚度的減小,塑性變形機制從位錯穿過晶界和孿晶界轉變為二級孿晶的退孿生和一級孿晶的遷移。Zhu等[78]建立了基于位錯的理論模型,進一步驗證了在一級和二級孿晶中存在最佳孿晶厚度,并表明臨界孿晶厚度與晶粒尺寸滿足比例關系。

異構金屬材料的制備工藝,可劃分為“自上而下”法和“自下而上”法2種技術手段,如圖8所示。其中,“自上而下”法是指通過機械變形的方式細化晶粒,形成多尺度的晶粒分布,從而在材料內部獲得異質微觀結構。常見的自上而下法有表面機械碾磨處理[29]、超聲表面滾壓[79]以及異步軋制[80]等。“自下而上”法的原理則是通過物理或者化學的方法,將原子團簇或不同成分粉末混合形成微觀組織具有異構特征的金屬材料[32,81~83]。本節將綜述近年來發展的異構金屬材料強韌化工藝及其核心調控參數。

噴丸(shot peening,SP)工藝是常見的傳統機械表面處理技術之一,其工藝原理如圖9a[84]所示。大量硬質彈丸在壓縮空氣的驅動下形成噴射流,反復地碰撞樣品表面,導致材料表面發生嚴重塑性變形,表面晶粒持續的破碎與細化,從而制備出由表及里的梯度結構。噴丸工藝的主要優點是可以適應不同形狀的樣品,并且操作方便,成本相對低廉。但是,在長時間的處理過程中,彈丸的沖擊能量較難精確控制,且存在表面粗糙度較差的問題[84,85],難以精準地調控材料表層的微觀結構。

表面機械研磨處理(surface mechanical attrition treatment,SMAT)工藝是較早用于制備異構金屬材料的主要技術手段之一。早在1999年,Lu等[86]研發了表面機械磨損處理工藝并采用此工藝分別在Fe和不銹鋼中制備出了梯度納米結構,表面晶粒極限尺寸約為幾十納米。如圖9b[87]所示,SMAT的工作原理是通過高功率激振器驅動彈丸高速撞擊材料表面,在材料表層持續產生高應變的塑性變形,應變量及變形速率隨著深度增加而減小,最終在材料表面形成梯度納米結構。相較于SP工藝,SMAT工藝可以較為精準地調控彈丸的沖擊能量、沖擊角度以及沖擊頻率等工藝參數,從而有利于理想微觀結構的精準制備,但仍存在彈丸在使用過程中表面狀態不易于控制,材料表面粗糙度不理想等問題。

2008年,Li等[88]在SMAT工藝基礎上進行了改良,首創了表面機械碾壓處理(surface mechanical grinding treatment,SMGT)工藝并且在純Cu材料上制備出梯度納米結構。此外,為了有效地細化表層晶粒,消除變形過程中的瞬時溫升,可以通過液氮環境加工,將表層晶粒極限尺寸降低至幾個納米。在SMGT過程中,硬質材料制成的半球形壓頭浸入冷卻介質中并壓入高速旋轉的圓柱形樣品 (圖9c[29]),然后沿樣品的軸向以相對較低的速率滑動。不同于SMAT中材料表層受不易于控制的沖擊載荷而發生塑性變形,SMGT工藝通過調控試樣轉速ν1、壓頭的滑動速率ν2與路徑以及施加載荷等工藝參數,從而使材料表層受到范圍可調的剪切應變和應變速率,制備出較為理想的梯度納米結構。

2012年,Chui等[89]提出一種金屬材料的表面強化制備工藝,即多重旋轉碾壓(fast multiple rotation rolling,FMRR)工藝。通過在材料的最表層設置多個滾珠尖端滾動,從而提高表面納米化的效率,在低碳鋼中制備出了極限尺寸約8 nm的等軸晶粒。如圖9d[89]所示,FMRR工藝允許多個自由滾動的滾珠同時工作,可以減小表面摩擦力并提高晶粒細化的效率,從而使材料在更短的加工時間內獲得表面完整性較好的梯度納米結構。與SMAT 相比,SMGT和FMRR產生的梯度結構層更厚更平滑,并且結構規律性更好,可重復性更高。

Wang等[90]研發的表面超聲滾壓處理(ultrasonic surface rolling process,USRP)技術將傳統滾壓技術與超聲技術結合,沿工件表面法線方向對硬質合金工作頭施加一定幅度的超聲頻機械振動,工作頭將靜壓力和超聲沖擊振動傳遞到旋轉的金屬材料表面,使材料表面產生大幅度的塑性變形(圖9e[91])。與此同時,在超聲波沖擊和靜壓力滾壓聯合作用下,保證了滾珠和變化曲面的連續接觸,同時金屬材料表面產生劇烈而均勻的塑性變形[92]。此外,由于實現了工作滾珠與材料表面的近“無摩擦”沖擊滾壓效果,減少了對材料表面的劃傷,獲得了理想的表面質量。相較于SMGT工藝,USRP工藝提供了更多可供調控的工藝參數用于構筑理想微觀結構,例如超聲振動頻率和振幅等。Cao等[93]選取振動頻率為20 kHz且振動幅度為30 μm超聲滾壓工藝,在S45C鋼上制備了極限尺寸為50 nm的梯度納米層片結構并顯著地改善了材料的表面完整性,表面硬度提升一倍,粗糙度降低一倍,極大提高了材料的抗疲勞性能。另外,超聲表面滾壓工藝對于復雜曲面零部件的加工具有獨特的優勢,Zhang等[94]設計了一種適用于復雜曲面,微觀結構可調控的USRP系統,此系統可以沿著多曲度零件表面產生順應性的變形,從而在加工過程中曲面受到穩定而均勻的靜載荷加載并獲得較高的表面質量和較理想的異構金屬材料。

綜上,表面強化工藝正朝著以下3個方向發展。(1) 可控參數豐富化：與超低溫加工環境箱和超聲波發射器等輔助設備協同加工,激發更加多元的工藝參數,允許梯度金屬材料微觀結構實現更加精準的調控；(2) 微觀結構與宏觀表面完整性調控一體化：在微觀結構優化的基礎上,需同時兼顧加工材料的表面完整性,提高強化工藝效率；(3) 復雜條件下工業應用：為使表面強化工藝在工業環境下得到更廣泛的應用,還需依托于傳統加工系統與運維監測系統,使其可服役于嚴苛環境,應用于硬質難強化、復雜表面形態的工件。

冷軋(cold rolling,CR)工藝結合不同熱處理條件對于大規模制備高強韌性的材料具有良好的適用性以及經濟性[95]。如圖10a[96]所示,軋制時2個旋轉軋輥的轉速相同,通過冷軋量和軋制次數的增加實現塑性變形量的不斷累積。Sabooni等[97]通過冷軋和退火工藝在AISI 304L不銹鋼中制備出雙峰結構,有效地改善了材料的力學性能。

相較于傳統的冷軋,異步軋制(asymmetric rolling,ASR)的特點是軋輥速度ν${}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}$和ν${}_{\mathrm{2}}^{\mathrm{\text{'}}}$不對等(圖10b[98]),因此,可以通過選擇合適的ν${}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}$和ν${}_{\mathrm{2}}^{\mathrm{\text{'}}}$的組合,顯著降低軋制壓力與軋制扭矩,減少軋制道次,提高軋制效率[98,99]。Ren等[99]的研究表明,當選取ν${}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}$和ν${}_{\mathrm{2}}^{\mathrm{\text{'}}}$比值為1.8時,在AA6016薄片上制備出了極限尺寸約200 nm的異質結構。此外,研究發現材料的強韌匹配隨著v${}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}$和v${}_{\mathrm{2}}^{\mathrm{\text{'}}}$的比值增大而顯著提升。

等通道轉角擠壓(equal channel angular pressing,ECAP)工作原理如圖10c[100]所示,材料在外加載荷的作用下被壓入兩通道的交界處時,試樣內部發生近似理想的純剪切變形。由于擠壓前后試樣的截面形狀和面積不發生改變,故多道次擠壓可以獲得相當大的累積應變量。等通道轉角擠壓工藝由于變形過程中不改變材料的橫截面面積和截面形狀,故只需較低的工作壓力即可實現材料反復定向的剪切變形。并且,此工藝適用于制備三維大尺寸的塊體材料,具有較大的工業應用潛力。Sun等[101]對Mg-Al-Ca-Mn合金采用32道次的等通道轉角擠壓工藝,制備出了力學性能和耐腐蝕性能協同增強的雙峰異質結構。

累積疊軋(accumulative roll bonding,ARB)工藝的原理[102]是將兩塊形狀、尺寸相同的薄板材料疊合在一起,在一定溫度下進行軋制,使其軋合成一個整體；然后,將軋制成整體的板料從中截斷,再經疊合、軋制等重復操作,實現塑性變形的累積。由于ARB工藝中涉及到多道工序,因此在制備過程中大量工藝參數,例如薄板的高徑比,疊軋載荷以及疊軋扭轉速率等,皆可用于提高異質結構制備的調控精準性。Ma等[103]將工業銅和青銅圓盤表面進行了機械拋光和超聲波清洗,隨后將兩層或多層材料牢固結合,堆積起來并結合高壓扭轉(high pressure torsion,HPT)工藝,獲得沿半徑方向更均勻的變形,預熱處理后立即用2個旋轉的軋輥對板材進行研磨和壓縮,這便是一個ARB循環, 如圖10d[103]所示。多次循環后試樣厚度減小,晶粒得到細化,梯度層變厚,隨后在240℃下退火2 h,使部分晶粒再結晶,最終在界面附近形成異質納米層片結構。

“自下而上”工藝可以實現從納觀、微觀和宏觀3種不同尺度來進行異質金屬結構材料的設計和制造。納觀尺度設計法從原子層設計出發制備異構材料,如電沉積法[104~106]；微觀尺寸設計法通常以微米級金屬粉末作為原料,通過成型技術將粉末組裝成宏觀樣品,如粉末冶金法[107]；宏觀尺度設計法從毫米級區域形成多尺度晶粒或梯度成分,從而形成宏觀異構金屬材料[108]。

電沉積(electrodeposition,ED)工藝通過兩電極之間的電流,將電解液中的離子還原沉積到電極上,形成所需沉積物。由于電沉積工藝的高度均勻與可控性,被廣泛應用于異構金屬材料的制備[109~112]。在直流電沉積過程中,可以通過調控電解液溫度、濃度、沉積時間等來調控沉積物的形態、成分、織構等微觀參量[105]。Cheng等[104]通過沉積純Cu制備高度可調的梯度納米孿晶結構(圖11a[104]),由于晶界附近超高密度的幾何必需位錯,梯度納米孿晶結構的整體強度甚至超過了結構中的最強組分,大幅度地改善了結構強韌性匹配。Zhang等[113]通過調節電流密度和添加劑成功調控出雙峰Ni,其內部核殼組織和大量共格孿晶大幅提升了材料的應變硬化,擴展了均勻材料的強韌性極限。脈沖電流的引入則提供了更多可調參數,例如超高的電流密度、沉積速率等,可以有效地調控晶粒度和微觀形貌[105]。Daryadel等[106]通過脈沖電沉積技術直接打印三維納米孿晶Cu,沉積物完全致密且無雜質與微觀缺陷,顯示出超高的強度。Cui等[114]通過超聲沉積技術發現多層沉積Cu能進一步降低單層沉積Cu的晶粒尺寸。

粉末冶金(powder metallurgy,PM)工藝通常包括2個步驟,首先控制金屬粉末的塑性變形,得到所需尺寸的金屬粉末,進而燒結獲得塊體材料。可以篩選粉末實現微觀結構的調控。例如可在氣磨設備中調控初始粉末的粒徑、研磨壓力、研磨遍數等得到不同尺寸的金屬粉末[20,107,115,116]。另外,還可通過優化燒結溫度和時間來進一步調控雙元或多元粉末合成后的微觀結構,實現異構金屬材料的調控[117,118]。Ota等[115]利用氣磨工藝制備出異質核殼結構,有效抑制微觀結構變形局部化,同時提升強韌性(圖11b[107,119])。將金屬粉末與多種復合材料粉末混合,可對異構金屬材料進一步開發[120]。Vajpai等[121]和Wang等[122]利用合金金屬粉末燒結過程中的相變等特性,調控出多種形態的核殼結構,促進多強化機制的協同作用。Fu等[123]燒結3種尺寸金屬粉末合成多峰結構復合材料,其對應變局部化的抑制效果超過單峰及雙峰結構,實現強韌性的大幅提升。

增材制造(additive manufacturing,AM)技術被譽為有望產生“第三次工業革命”的代表性技術,是個性化制造模式發展的引領技術,其原理是利用計算機輔助設計逐點把材料累積形成面,逐面累積成為體,這一成形原理給材料設計從傳統的納/微觀設計向宏觀設計發展提供了新契機。增材制造因其獨特的冷熱循環效應,在微觀尺度上易形成異構金屬材料(圖11c[108])。Lu等[124]和Yao等[125]利用該特性開發出多款低溫高強韌性的增材制造多組元合金材料。通過調節增材制造工藝(如增材制造類型、掃描策略、激光功率等)、異種粉末類型和體積分數等參數可以在構件內形成多尺度晶粒或成分梯度結構。Tan等[108]利用直接能量沉積技術(direct energy deposition,DED)制造出具有可控體積分數和空間周期分布的異構金屬材料。與大多數報道的線性格式多材料不同,這項工作利用DED空間設計和制造的獨特靈活性,通過將2種類型鋼(即高強的C300馬氏體時效鋼和高韌性的316L不銹鋼)配置在一個部件空間,從而將2種材料的優點合并,有助于設計出強韌均衡的合金或部件。此外,利用DED技術或選區激光熔化技術制備出雙層梯度組織材料已成為材料宏觀尺度設計的重要方式,如雙梯度SS316L/In718合金等[126],實現了強塑均衡材料的可控制造。

異質微觀結構的構筑可作為獨立方法或協同合金化策略來進一步突破傳統金屬材料的強韌性倒置關系。經過20年的發展,異構金屬材料領域已逐漸成熟,研究方向已遠不止局限于單一異構形式,科學家們持續從大自然中汲取靈感,已逐漸探索出多級、多尺度、多元的異構形式,確保金屬材料變形過程中充足的強韌化機制。然而大自然物競天擇的篩選效率顯然已不能滿足日益增長的性能需求,“取法乎上,僅得其中”時刻提醒我們要取自自然,更要優于自然,亟需從已有的異構金屬材料體系中量化微觀結構參量與強化機制之間的關聯,進而通過高通量測試技術、數據科學等手段進一步對異構金屬材料進行優化設計,逐步逼近金屬材料強韌性極限。其中,許多困難和挑戰需要進一步克服,主要包括：

(1) 大多數精密巧妙的異構金屬材料微觀形態設計不具備經濟可行性。由于當前的眾多關于異構材料的研究制備工藝過程繁瑣,成本高昂,對環境資源負擔較重,目前仍集中在基于實驗室的研究設施中。深化產學研合作,對接企業需求,以期發展適合工業化應用的大尺寸、低成本的可靠性制造方法,是異構金屬材料領域實際應用將會面臨且必須跨越的鴻溝。

(2) 面向性能優化的異構金屬材料設計從“試錯”到“精準”的轉變。對現有多種異構金屬材料的微觀結構-力學性能數據庫進行統計分析,運用機器學習等數據科學方法對多級異構金屬材料微觀結構的未來演化進化做出預測,彌補傳統篩選優化的長耗時缺陷,推動異構金屬材料強韌優化設計。

(3) 材料微觀結構的異質性并不總能帶來強韌性的提升,因此需在加工過程中保持必要異質性,避免非必要異質性,如缺陷、孔隙等。未來應澄清“制造工藝-微觀結構-服役性能”的內在關聯機制,進而在傳統強化方法的基礎上,對現有制備工藝方法進行精益優化設計,同時結合數據科學方法,發展數字制造、增材制造、納米制造等新的制造方法,形成更精細、更先進、高可靠性的強韌化工藝庫,以實現材料微觀結構特征的精準調控。

(4) 目前異構金屬材料領域的研究重點集中于強韌匹配,理解其塑性變形機制。亟待開展多軸、疲勞、蠕變、腐蝕等復雜服役條件下失效機理與破壞形式的研究,揭示微觀損傷演化規律。此外,異構金屬材料特殊的微觀結構將引起基于傳統損傷動力學的壽命設計和評定方法在一定程度上的失效。亟需考慮復雜微觀結構-時空載荷-環境耦合下跨尺度破壞物理機制的科學描述,揭示多尺度、多維度、多場耦合的失效動力學與損傷演化規律,發展關鍵微觀結構參量敏感的壽命設計理論與方法,以滿足異構材料優異強韌匹配、高可靠性和長壽命等目標的服役需求。