劉寶璽，鄭士建，林曾孟，殷福星，2

(1. 河北工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 天津市材料層狀復(fù)合與界面控制重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300130.(2. 廣東省科學(xué)院 新材料研究所，廣東 廣州 510651)

1 前 言

金屬材料是創(chuàng)造現(xiàn)代文明的基礎(chǔ)材料，由于資源、能源、環(huán)境方面的壓力逐年增大，國防和民用行業(yè)亟需高強(qiáng)高韌和耐極端服役條件的先進(jìn)金屬材料[1]。然而，目前限制低成本高品質(zhì)金屬材料研究和應(yīng)用有兩大瓶頸：強(qiáng)韌性仍顯不足和體心立方(bcc)結(jié)構(gòu)金屬嚴(yán)重的韌脆轉(zhuǎn)變行為，這兩個(gè)問題也是困擾材料界和導(dǎo)致災(zāi)難事故頻發(fā)的百年難題[2，3]。金屬材料傳統(tǒng)強(qiáng)化方式中，固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化總是以犧牲塑韌性為代價(jià)，采用控軋控冷技術(shù)獲得的超細(xì)晶鋼[4]，能實(shí)現(xiàn)塑性不降低的同時(shí)，強(qiáng)度提升一倍，且韌性大幅提升的目的，然而細(xì)晶強(qiáng)化達(dá)到納米尺度級別時(shí)，也會出現(xiàn)強(qiáng)度-韌性倒置問題[5]。如何實(shí)現(xiàn)金屬材料綜合力學(xué)性能的進(jìn)一步提升，需要尋找新的設(shè)計(jì)思路和制備方法[6]。

異質(zhì)多級結(jié)構(gòu)可以發(fā)揮結(jié)構(gòu)單元的本征力學(xué)性能及其強(qiáng)耦合作用，實(shí)現(xiàn)材料強(qiáng)韌性的協(xié)同提升，因此異質(zhì)多級結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)是金屬材料強(qiáng)韌化的有效策略[7-11]。其中層狀金屬材料具有層狀組元可選擇性強(qiáng)和界面強(qiáng)化效應(yīng)顯著的優(yōu)勢，并且可實(shí)現(xiàn)大規(guī)格工業(yè)化制備。因此，層狀金屬材料是進(jìn)行多級結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)的理想載體。

早在2500年前，印度匠人以低碳鋼和高碳鋼為組元，通過折疊鍛打的方式制備出了具有多層波浪狀界面的多層復(fù)合鋼，呈現(xiàn)出極強(qiáng)的鋒利性和強(qiáng)韌性[12]。2018年，盧磊團(tuán)隊(duì)[8]按照“多級多尺度結(jié)構(gòu)”設(shè)計(jì)思想，利用電沉積技術(shù)首次制備出梯度納米孿晶銅(圖1a)，該材料是由粗大晶粒和納米晶粒組成的結(jié)構(gòu)，正是屬于層狀結(jié)構(gòu)的范疇。此外，大量幾何必須位錯(cuò)富集于晶粒內(nèi)部，多級界面周圍區(qū)域處于背應(yīng)力和前應(yīng)力集中狀態(tài)，較高的應(yīng)變梯度有效抑制了晶界應(yīng)變局域化，獲得了高達(dá)480 MPa的拉伸強(qiáng)度，強(qiáng)韌性效果高于納米孿晶、多層結(jié)構(gòu)和梯度納米晶等一級結(jié)構(gòu)。Yin等[13]和Nambu等[14]利用真空熱軋法制備了抗拉強(qiáng)度為1200 MPa、塑性達(dá)到20%的汽車用多層復(fù)合鋼。Wadsworth等[15]研究指出，相比于單一組元鋼，平直界面的多層復(fù)合鋼具有超高的沖擊韌性和較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(圖1b)，這是因?yàn)樵谀骋粚雍癯叨群徒缑娼Y(jié)合強(qiáng)度范圍內(nèi)，多層金屬易于觸發(fā)分層裂紋，可顯著提升沖擊韌性。Kimura等[4]和Liu等[16]研究發(fā)現(xiàn)，利用回火軋制工藝在500 ℃變形，可在中碳合金鋼中構(gòu)筑超細(xì)層化纖維晶結(jié)構(gòu)(圖1c)，在-60～60 ℃溫度區(qū)間通過晶界分層機(jī)制可獲得高達(dá)260 J的沖擊韌性，極大拓展了中碳鋼的低溫服役范圍(圖1d)。此外，Liu等[9]發(fā)現(xiàn)：合理調(diào)控層厚、層厚比、界面強(qiáng)度，借助隧道裂紋(tunnel cracks)、脫層裂紋(delamination cracks)、多重頸縮(multiple necking)和裂紋偏轉(zhuǎn)(crack deflection)等增韌方式，可實(shí)現(xiàn)多層金屬復(fù)合材料的強(qiáng)韌化。

圖1 金屬結(jié)構(gòu)材料各種多級結(jié)構(gòu)及強(qiáng)韌化搭配：(a)梯度納米孿晶銅與其他分級結(jié)構(gòu)的銅的強(qiáng)韌性對比[8]；(b)多層復(fù)合鋼和其他鋼的沖擊性能的韌脆轉(zhuǎn)變曲線[15]；超細(xì)纖維晶鋼組織(c)[16]及沖擊斷口及沖擊韌性(d)[4]Fig.1 Various multiscale hierarchical structures and high strength-toughness combinations of structural metal materials：(a)strength-toughness combination comparison between gradient nanotwinned (GNT)copper and other hierarchical structures[8]；(b)ductile-brittle transition curve of impact toughness in the multilayer steel and other steels[15]；microstructure (c)[16]and impact fracture morphologies and impact energies (d)at different testing temperatures of ultrafine fibrous grained steels[4]

大量實(shí)驗(yàn)結(jié)果和理論證據(jù)揭示：多層金屬可在一定程度上通過應(yīng)變局部化延遲和抗斷裂失穩(wěn)方式來提升材料的塑性和韌性[17]，本文詳細(xì)歸納影響多層金屬復(fù)合材料應(yīng)變局域化的幾種變形和斷裂特征：周期性頸縮(periodic multiple necking)、脫層斷裂(delamination fracture)、隧道裂紋、彌散剪切帶(dispersed shear band)，總結(jié)脫層斷裂、裂紋分叉(crack branching)、隧道裂紋對多層金屬的增韌機(jī)理和韌脆轉(zhuǎn)變行為的作用規(guī)律，并闡明多層金屬復(fù)合材料的塑性和韌性主要由組元層特征、層厚尺度和界面特征所決定，這可為大幅提升金屬結(jié)構(gòu)材料強(qiáng)韌性和拓展低溫服役范圍提供有效參考。

2 多層金屬復(fù)合材料應(yīng)變局部化延遲行為

局部頸縮(local necking)[18]、剪切帶(shear bands)[19]和早期斷裂(early fracture)[20]是金屬材料常見的塑性失穩(wěn)和應(yīng)變局部化現(xiàn)象。目前有2種方式可以使應(yīng)變局部化行為推遲，一種是通過提高應(yīng)變硬化指數(shù)n和應(yīng)變率硬化指數(shù)m來抑制非均勻塑性變形的發(fā)生，如式(1)的Hart準(zhǔn)則所示[21]：

(1)

其中σt為真應(yīng)力，εt為真應(yīng)變。一般而言，粗晶金屬具有較高的加工硬化率dσt/dεt和應(yīng)變硬化指數(shù)n，具有良好的均勻延伸率。而細(xì)晶或納米晶金屬的dσt/dεt和n很低，表現(xiàn)為較低的均勻延伸率，然而應(yīng)變率硬化指數(shù)m較高，因此在較高溫度下能夠呈現(xiàn)出很明顯的超塑成型能力，主要變形方式為晶界滑移。

另一種方式是將局部應(yīng)變集中彌散化，使塑性失穩(wěn)行為均質(zhì)化。多層金屬復(fù)合材料可在一定程度上緩解傳統(tǒng)單一金屬常見的應(yīng)變局部化行為，例如在拉伸過程中，多層結(jié)構(gòu)可將單一頸縮轉(zhuǎn)變?yōu)槎嘀刂芷谛灶i縮[22]，將瞬間斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)槎嘀厮淼懒鸭y[23]，并將嚴(yán)重剪切帶彌散為多重剪切帶行為[24]，同時(shí)，脫層斷裂可將應(yīng)力狀態(tài)由平面應(yīng)變轉(zhuǎn)變?yōu)槠矫鎽?yīng)力狀態(tài)，大大提升塑性區(qū)尺寸[25]。此外，微納尺度的多層金屬可以通過調(diào)控界面特征，使界面孿晶化或非晶化[26，27]，也會起到阻礙界面塑性失穩(wěn)的目的。

2.1 周期性頸縮行為

周期性頸縮和褶皺行為往往應(yīng)用于電子封裝器件的硬彈性基底-柔性金屬薄膜系統(tǒng)中[28]，如單一金屬Cu薄膜在拉伸變形過程中極易發(fā)生局部頸縮而造成早期斷裂行為[29]，Si薄膜在壓縮載荷下發(fā)生明顯的屈曲和散裂現(xiàn)象[30]。Li等報(bào)道[31，32]：當(dāng)銅薄膜粘結(jié)于彈性高分子材料基底時(shí)，拉伸過程中，彈性基底不但可延緩Cu薄膜的局部頸縮現(xiàn)象，并且可將頸縮現(xiàn)象彌散，形成多重周期性的局部頸縮，這極大提高了Cu薄膜的斷裂延伸率，可將斷裂應(yīng)變從1%提升至30%。Xu等[33]利用壓縮過程中Si薄膜在Si/彈性基底系統(tǒng)發(fā)生的局部褶皺行為，有效提升了柔性Si薄膜材料的變形能力，這也成為第二代柔性Si器件的典型代表。Serror等[34]通過分岔理論和有限元模擬證明：多層金屬復(fù)合材料在單向拉伸過程中，多重頸縮數(shù)量逐漸增多，且相互影響、相互競爭，逐漸呈彌散分布，這與傳統(tǒng)單一金屬均勻塑性變形階段很相似。

周期性頸縮行為可為金屬材料的加工成型性提升和強(qiáng)韌化設(shè)計(jì)提供新的研究思路[35-38]。Hutchinson等[22，39]報(bào)道：周期性頸縮是一種典型的塑性分岔失穩(wěn)和界面不穩(wěn)定現(xiàn)象，這主要是由于異質(zhì)金屬變形不協(xié)調(diào)、不一致所導(dǎo)致的。目前，軋制過程中呈現(xiàn)周期性頸縮已在許多多層金屬中發(fā)現(xiàn)，這些體系有Fe/Al[40-42]、Ti/Al[43]、Ni/Al[44]、Fe/Cu[45]、Mg/Al[46]、Cu/Nb[47]、Ti/Nb[48]、Fe/Ni[49]、Ti/Ni[50]等。Liu等[51]對多層Cu/Al復(fù)合材料進(jìn)行軋制成型，發(fā)現(xiàn)頸縮行為被顯著抑制。Wang等[52，53]對Mg/Al多層金屬進(jìn)行波紋輥軋制復(fù)合，將界面構(gòu)筑為多重頸縮形貌，起到了提高界面結(jié)合強(qiáng)度和降低軋制壓力的效果。Zhang等[54，55]對bcc/fcc多層復(fù)合鋼進(jìn)行室溫至600 ℃不同溫度軋制時(shí)發(fā)現(xiàn)：隨著軋制變形量的增加，異質(zhì)組元層呈現(xiàn)明顯的塑性變形不協(xié)同和界面不穩(wěn)定行為，SUS304硬相層出現(xiàn)周期性頸縮現(xiàn)象，而Q235軟相層呈現(xiàn)均勻的層厚，導(dǎo)致層/網(wǎng)耦合界面結(jié)構(gòu)的產(chǎn)生和大馬士革刀花紋的重構(gòu)。Yu等[36，56，57]對多層TWIP/Maraging復(fù)合鋼進(jìn)行單向拉伸發(fā)現(xiàn)：隨著層厚的降低，Maraging層的周期性頸縮現(xiàn)象越來越明顯，波長和振幅也呈現(xiàn)出下降的趨勢，這極大提升了多層復(fù)合鋼的斷后延伸率(圖2a)。

圖2 多層金屬復(fù)合材料應(yīng)變局域化延遲行為：(a)周期性頸縮[36]；(b)脫層斷裂[25]；(c)多重隧道裂紋[65]；(d)彌散剪切帶[69]Fig.2 The strain delocalization behaviors of multilayered metallic composites：(a)periodic necking[36]；(b)delamination fracture [25]；(c)multiple tunnel cracks[65]；(d)dispersed shear bands[69]

周期性頸縮提升多層金屬復(fù)合材料的斷后延伸率的作用機(jī)理可用式(2)的Considere公式[21]闡明：

(2)

對均質(zhì)材料而言，隨著真應(yīng)變的增加，真應(yīng)力變化趨勢取決于單一金屬固有的本構(gòu)關(guān)系，一旦加工硬化率小于真應(yīng)力，或真應(yīng)變超過應(yīng)變硬化指數(shù)時(shí)，便會發(fā)生局部頸縮行為，均質(zhì)金屬則會發(fā)生早期斷裂。而多層金屬復(fù)合材料變形過程中，硬相層的局部頸縮行為發(fā)生時(shí)，整體材料的加工硬化率仍會大于真應(yīng)力，這樣硬相層的局部頸縮和應(yīng)力集中現(xiàn)象將被軟相層緩解[58，59]。又因軟相層為均勻塑性變形行為，層厚相對均勻，硬相層周期性頸縮特征必將對應(yīng)于臨近硬相層的周期性鼓包特征。因此，單一硬相層的局部應(yīng)變集中通過周期性頸縮行為逐漸彌散化。這也可詮釋梯度納米金屬的強(qiáng)塑性本質(zhì)，納米晶粒銅具有超高的強(qiáng)度，然而應(yīng)變硬化指數(shù)n很低，容易發(fā)生應(yīng)變局部化行為，而粗晶銅則具有很低的強(qiáng)度，然而均勻延伸率很高，這種軟硬搭配的梯度納米金屬則表現(xiàn)為良好的強(qiáng)度和韌性，這是由于細(xì)晶銅的應(yīng)變局部化被大大延遲了。

2.2 脫層斷裂增塑行為

通常認(rèn)為，脫層斷裂只對彎曲加載過程的斷裂韌性和沖擊韌性起到有益的作用，而對拉伸塑性不利[23，60-62]。但這一觀點(diǎn)并不全面，因?yàn)樗纯紤]組元層特征和層厚尺度兩大特征因素。在異質(zhì)層間力學(xué)行為迥異、層厚尺寸較大時(shí)，這可能是合理的。然而當(dāng)層厚尺度較小或者組元層性質(zhì)相差不大時(shí)，脫層斷裂對多層金屬的塑性和韌性往往都有利。

2017～2020年間，Huang等[25，63]利用大變形溫軋技術(shù)獲得超細(xì)拉長的奧氏體晶粒，后續(xù)經(jīng)過25%的冷軋和配分熱處理工藝獲得體積分?jǐn)?shù)超過85%的超細(xì)形變馬氏體，形成異質(zhì)多層分布的雙相組織。其抗拉強(qiáng)度超過2200 MPa，斷后延伸率達(dá)到18%，并憑借超細(xì)纖維晶晶界分層作用(圖2b)獲得了超高的斷裂韌性，這種層化組織的分層作用將受力狀態(tài)由平面應(yīng)變轉(zhuǎn)變?yōu)槠矫鎽?yīng)力狀態(tài)，極大拓展了塑性變形區(qū)的尺寸，使得多層多相中錳鋼獲得了超高的塑性變形能力。

2.3 多重隧道裂紋行為

當(dāng)多層金屬或多層金屬基復(fù)合材料中軟硬兩相層性能迥異時(shí)，即硬相層表現(xiàn)為嚴(yán)重的脆性特征時(shí)，多層金屬便會呈現(xiàn)出多重隧道裂紋特征[64]，即脆性層表現(xiàn)出多處斷裂現(xiàn)象，且能貫穿整個(gè)脆性層，但是由于軟相層的變形能力很強(qiáng)，能夠抑制裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展，這樣就會出現(xiàn)隧道裂紋行為。在拉伸或彎曲過程中，隧道裂紋可在多處萌生、擴(kuò)展，形成有效的競爭機(jī)制，起到明顯的增強(qiáng)增韌作用。

2021年，Shi等[65]制備了一種新型層狀共晶雙相高熵合金(圖2c)，在拉伸過程中，其中呈層狀排布的脆性層產(chǎn)生了高密度的多重隧道裂紋，在不犧牲強(qiáng)度的情況下，這種共晶多層金屬獲得超高的斷裂韌性，且斷后延伸率達(dá)到了50%，是傳統(tǒng)鑄態(tài)共晶材料的3倍。研究表明：高密度的隧道裂紋不僅不會惡化性能，反而可以作為一種有效的應(yīng)變補(bǔ)償者去改善金屬的塑性。這是因?yàn)槎ㄏ蚰痰膶訝罱Y(jié)構(gòu)可以誘發(fā)低塑性B2層片中多重微裂紋穩(wěn)定地、持續(xù)地、晶體學(xué)性地形核和生長，如同TiB晶須在拉伸過程發(fā)生多處斷裂[66]，然后，相鄰高韌性L12層片的動態(tài)應(yīng)變硬化行為可以貢獻(xiàn)顯著的裂紋緩沖能力，這有效避免了隧道裂紋的繼續(xù)擴(kuò)展和災(zāi)難性生長。

2.4 彌散剪切帶行為

Wang和Liang等[67-70]對粗晶/納米晶異質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬力學(xué)行為研究發(fā)現(xiàn)：異質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬力學(xué)性能普遍優(yōu)于基于混合法則預(yù)測的性能值，并創(chuàng)新性地提出兩大問題：① 異質(zhì)結(jié)構(gòu)材料額外的強(qiáng)韌化效應(yīng)是什么？② 在獲得高強(qiáng)度的同時(shí)，是否可以有效地調(diào)控和優(yōu)化塑性？研究結(jié)果表明：異質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬額外強(qiáng)韌化的本質(zhì)來源于異質(zhì)相之間應(yīng)力配分的差異，造成異質(zhì)界面處應(yīng)變梯度效應(yīng)和高密度幾何必須位錯(cuò)。而異質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬在塑性變形過程中，高強(qiáng)度的納米晶組元層以高密度彌散剪切帶方式分配應(yīng)力，有效緩解了應(yīng)變局域化，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)超高塑性。這為超高強(qiáng)度金屬塑韌性普遍低的問題提出了全新的優(yōu)化方式。

Liang等[70]利用磁控濺射方式制備了不同晶粒尺寸、軟硬相間的多層金屬Ni，其中硬相層為納米晶組織，對比常規(guī)的納米晶Ni，多層金屬Ni在不降低其強(qiáng)度的同時(shí)，表現(xiàn)出超高的斷后延伸率。這主要?dú)w因于彌散細(xì)小的剪切帶能夠承擔(dān)較大的塑性應(yīng)變，導(dǎo)致應(yīng)變退局域化。隨著軟相層晶粒尺寸的減小，即組元層晶粒尺寸差異的變小，斷裂方式由彌散細(xì)小剪切帶主導(dǎo)的塑性頸縮模式轉(zhuǎn)變?yōu)榇执笙∈杓羟袔е鲗?dǎo)的剪切模式；軟相層變形機(jī)理也由晶內(nèi)位錯(cuò)發(fā)射模式轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы缁浦鲗?dǎo)的變形模式。該研究最后提出了獲得超高強(qiáng)度和高塑性的軟相層臨界晶粒尺寸。

Wang和Li等[68，69，71，72]通過數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)表征了梯度納米晶金屬的彌散剪切帶行為。通常納米晶金屬經(jīng)過屈服之后很快失效，形成一個(gè)宏觀可見的局部剪切帶；而梯度納米晶金屬在拉伸變形過程中，彌散細(xì)小的剪切帶會在納米晶表層形成(圖2d)，在3%的拉伸應(yīng)變量下達(dá)到飽和，隨后高密度剪切帶均勻分布于納米晶表層，在整個(gè)塑性變形過程中，納米晶和粗晶之間的彈塑性交互作用以及納米晶表層粗糙度和高硬度均會觸發(fā)剪切帶的形成，而最終被粗晶截?cái)?。同時(shí)，剪切帶的寬度保持不變，但應(yīng)變積累的強(qiáng)度隨著拉伸應(yīng)變增加呈線性增加趨勢，這表明彌散剪切帶變形過程是穩(wěn)定的，并且是由晶界遷移和晶粒粗化所決定的。Zhao等[24]利用基于位錯(cuò)密度的應(yīng)變梯度塑性模型和斷裂模型詳細(xì)分析了梯度納米晶金屬的應(yīng)變硬化和軟化行為。模擬結(jié)果表明，彌散剪切帶在梯度納米金屬的納米晶表層均勻且穩(wěn)定地?cái)U(kuò)展，完全不同于單一納米晶金屬剪切帶失穩(wěn)擴(kuò)展。同時(shí)增加晶粒尺寸梯度可使剪切帶擴(kuò)展更加穩(wěn)定，使拉伸塑性進(jìn)一步提升。

3 多層金屬復(fù)合材料增強(qiáng)增韌機(jī)理

多層金屬復(fù)合材料作為異質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬的典型代表，在增強(qiáng)、增塑和增韌方面均有優(yōu)異的效果，這主要由異質(zhì)結(jié)構(gòu)、界面效應(yīng)、基元層微結(jié)構(gòu)所決定[73]。例如，Cheng等[8]制備了多層梯度納米銅，研究表明，異質(zhì)結(jié)構(gòu)的差異導(dǎo)致應(yīng)變的配分，進(jìn)而產(chǎn)生應(yīng)變梯度效應(yīng)和背應(yīng)力強(qiáng)化機(jī)制，與傳統(tǒng)的納米晶銅相比，這種多層結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出超高的屈服強(qiáng)度、應(yīng)變硬化能力和均勻延伸率，額外的強(qiáng)化機(jī)制主要來源于界面處超高密度的幾何必須位錯(cuò)(圖3)。超細(xì)纖維晶鋼[74]表現(xiàn)出超高的沖擊韌性和逆溫效應(yīng)，這主要?dú)w因于其內(nèi)部多層結(jié)構(gòu)、超細(xì)晶和高密度可動位錯(cuò)特性。以下詳細(xì)介紹多層金屬復(fù)合材料的各種強(qiáng)韌化機(jī)制。

圖3 異質(zhì)多層金屬的強(qiáng)塑性機(jī)制[80]Fig.3 Strengthening-plasticizing mechanism of heterogeneous multilayered metallic composites [80]

3.1 強(qiáng)塑性提升機(jī)制

3.1.1 強(qiáng)化機(jī)制

傳統(tǒng)金屬主要有4種強(qiáng)化方式：固溶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化。流動應(yīng)力可用式(3)表達(dá)[74]：

(3)

其中：σ0為合金的派納力，即包含固溶原子強(qiáng)化后的屈服強(qiáng)度；MαGbρ0.5為位錯(cuò)強(qiáng)化一項(xiàng)，M為泰勒因子，G為剪切模量，b為泊松比，ρ為位錯(cuò)密度，α為常系數(shù)，與材料類型有關(guān)，顯然，隨位錯(cuò)密度的增加，金屬的流動應(yīng)力增加；第3項(xiàng)為Hall-Petch項(xiàng)，KHP為系數(shù)，D為晶粒尺寸，即金屬的屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸的平方根呈反比，為細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制；第4項(xiàng)為彌散強(qiáng)化項(xiàng)，其中β為材料常數(shù)，f為沉淀相的體積分?jǐn)?shù)，d為沉淀相的尺寸，符合Orwan位錯(cuò)繞過機(jī)制。但是，彌散強(qiáng)化還存在一種強(qiáng)化方式，即位錯(cuò)切過機(jī)制。這是由沉淀相的尺寸決定的，如式(4)所示[75]：

(4)

其中：dc為沉淀相臨界尺寸，G為基體剪切模量，b為柏氏矢量，γ為反向疇界能。當(dāng)沉淀相尺寸小于dc值時(shí)，位錯(cuò)就會以切過機(jī)制通過，此時(shí)沉淀相的強(qiáng)化可表達(dá)為式(5)[76]：

(5)

其中：ξ為位錯(cuò)線張力的函數(shù)，L為沉淀相顆粒的平均間距，F(xiàn)m為位錯(cuò)線所受的最大力。

然而，對于異質(zhì)多層金屬而言，異質(zhì)界面的存在會導(dǎo)致應(yīng)變梯度的產(chǎn)生，位錯(cuò)密度呈現(xiàn)不均勻分布狀態(tài)，即在變形過程中，幾何必須位錯(cuò)的作用隨界面密度增加呈線性增加。位錯(cuò)類型一般分為統(tǒng)計(jì)儲存位錯(cuò)(statistically stored dislocations，SSD)和幾何必須位錯(cuò)(geometrically necessary dislocations，GND)，那么位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制[7，77]可分解為式(6)：

(6)

其中，ρGND與應(yīng)變梯度(η)之間的關(guān)系符合式(7)[78]：

(7)

式中，γ為應(yīng)變張量。

那么這種位錯(cuò)密度的不均勻分布勢必造成包申格效應(yīng)和背應(yīng)力強(qiáng)化方式，屈服面演變規(guī)則符合隨動硬化特征，由幾何必須位錯(cuò)觸發(fā)的背應(yīng)力強(qiáng)化可用式(8)表示[78，79]：

(8)

其中：μ為材料常數(shù)，L為界面區(qū)厚度。

眾多異質(zhì)結(jié)構(gòu)材料中，如納米孿晶金屬、諧波結(jié)構(gòu)金屬、梯度納米金屬、多層金屬，隨著界面密度的增加，背應(yīng)力強(qiáng)化效應(yīng)逐漸明顯，甚至占據(jù)整個(gè)強(qiáng)化效果的70%以上。

3.1.2 塑性提升機(jī)制

在異質(zhì)多層金屬中，強(qiáng)度提升的同時(shí)，往往應(yīng)變硬化指數(shù)也會增加，使均勻延伸率也獲得有效提升，這與傳統(tǒng)金屬的變形行為截然不同。傳統(tǒng)金屬的強(qiáng)化結(jié)果往往是以犧牲加工硬化率和拉伸塑性為代價(jià)的。根據(jù)式(2)可知，均勻延伸率由加工硬化率和真應(yīng)力的大小決定。如果加工硬化率大于真應(yīng)力，則不會發(fā)生頸縮。對于異質(zhì)多層金屬，幾何必須位錯(cuò)的作用逐漸顯現(xiàn)，則式(2)則會轉(zhuǎn)變?yōu)槭?9)[78-80]：

(9)

其中，第1項(xiàng)為傳統(tǒng)金屬統(tǒng)計(jì)儲存位錯(cuò)提供加工硬化率的部分，第2項(xiàng)則為異質(zhì)金屬中幾何必須位錯(cuò)提供加工硬化率的部分，被稱為長程內(nèi)應(yīng)力強(qiáng)化機(jī)制。很明顯，異質(zhì)金屬變形過程中隨著幾何必須位錯(cuò)的增多，加工硬化率也獲得有效的提升，從而使得整個(gè)金屬材料均勻延伸率也增加。

在眾多異質(zhì)多層金屬中，隨著層厚尺寸和內(nèi)部晶粒尺寸的逐漸減小，以及位錯(cuò)密度的逐漸增多，加工硬化效應(yīng)則逐漸減弱，取而代之的是較長的呂德斯平臺和較緩的應(yīng)變軟化階段，但在獲得超高屈服強(qiáng)度的同時(shí)，仍然能保持較高的均勻延伸率和斷后延伸率。Huang等[63]利用溫軋、冷軋和配分處理獲得超高強(qiáng)度和高塑性的中錳鋼，最終屈服強(qiáng)度達(dá)到2200 MPa，其中位錯(cuò)強(qiáng)化貢獻(xiàn)了1600 MPa ，占總強(qiáng)度的61%。同時(shí)斷后延伸率達(dá)到18%，其中呂德斯平臺對應(yīng)的應(yīng)變量(εLuder)為6.8%，占總應(yīng)變量的38%。這一部分應(yīng)變量是高密度的可動位錯(cuò)滑移(ρm)所提供的，因此提出位錯(cuò)增塑機(jī)制[81，82]，可以用(10)表示：

εLüders=ρmbS

(10)

其中，S為可動位錯(cuò)平均滑移的距離，因此，可動位錯(cuò)密度越高，呂德斯平臺越長，金屬材料塑性變形能力越強(qiáng)。這一特征也表現(xiàn)在超細(xì)纖維晶鋼這種異質(zhì)結(jié)構(gòu)材料中。Q345在500～700 ℃下進(jìn)行回火形變拉拔后，出現(xiàn)長徑比在20∶1～50∶1的超細(xì)纖維晶，并且內(nèi)部產(chǎn)生高密度的位錯(cuò)和小角晶界。隨著軋制溫度的下降，呂德斯平臺則會拉長，這代表著可動位錯(cuò)密度隨變形溫度的下降而升高，從而表現(xiàn)出較高的屈服強(qiáng)度和均勻延伸率[74]。

但是，隨著異質(zhì)多層結(jié)構(gòu)的不斷細(xì)化，變形過程中位錯(cuò)的增殖逐漸被位錯(cuò)的湮滅所代替，而頸縮后應(yīng)變軟化過程則逐漸占據(jù)主導(dǎo)，因此很多異質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬通常表現(xiàn)出更為優(yōu)異的斷后延伸率而非均勻延伸率。1976年，Kocks[83，84]根據(jù)塑性變形過程中的加工硬化和蠕變效應(yīng)，提出了式(11)所示的唯象學(xué)公式：

(11)

其中，右邊第1項(xiàng)代表位錯(cuò)增殖，第2項(xiàng)表示位錯(cuò)湮滅機(jī)制。因此，許多異質(zhì)多層金屬，如TWIP/Maraging多層復(fù)合鋼，即使沒有明顯的加工硬化行為，但是通過調(diào)控層厚尺寸或?qū)雍癖?，可以獲得較緩的應(yīng)變軟化行為，從而獲得較高的斷后延伸率[36]。

3.2 強(qiáng)韌性提升機(jī)制

在傳統(tǒng)四大強(qiáng)化機(jī)制中，唯獨(dú)細(xì)晶強(qiáng)化能使金屬材料強(qiáng)度提升的同時(shí)，也使韌性大幅提升。超細(xì)晶鋼可使屈服強(qiáng)度提升1倍，沖擊韌性大幅提升，同時(shí)使韌脆轉(zhuǎn)變溫度(ductile-brittle transition temperature，DBTT)大幅下降。韌脆轉(zhuǎn)變溫度與晶粒尺寸符合式(12)的Contrell-Petch經(jīng)驗(yàn)公式[5]：

DBTT=A-BD-0.5

(12)

其中，A，B為材料常數(shù)?？梢钥闯觯Я３叽鐪p小，DBTT下降。眾所周知，bcc結(jié)構(gòu)金屬的韌脆轉(zhuǎn)變現(xiàn)象與屈服強(qiáng)度對溫度的敏感性有關(guān)，本質(zhì)決定于螺型位錯(cuò)在低溫下難滑動。隨著溫度的降低，屈服強(qiáng)度大大增加，然而解理斷裂應(yīng)力則對溫度不敏感。如果溫度降低至某一區(qū)間，屈服強(qiáng)度大于解理斷裂強(qiáng)度，則金屬在發(fā)生塑性屈服之前便發(fā)生解理斷裂，導(dǎo)致韌性斷裂機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选τ诘容S晶粒金屬而言，韌性主要由材料微區(qū)變形能力所控制。其中斷裂強(qiáng)度(σC)與表面能(γ)、裂紋長度(a)之間的關(guān)系可用修正的Griffith公式[85-87]表示，如式(13)所示：

(13)

因此為了提高斷裂應(yīng)力，需要提高裂紋尖端處的塑性變形功(γp)，以及減小預(yù)制裂紋尺寸。同時(shí)，隨著變形溫度的下降，缺口或裂紋尖端發(fā)生小范圍屈服的概率越低，斷裂應(yīng)力也會急劇降低，以上綜合因素導(dǎo)致韌脆轉(zhuǎn)變行為的發(fā)生。

然而，對于異質(zhì)多層結(jié)構(gòu)金屬而言，各向異性的結(jié)構(gòu)會使金屬韌性大幅提升，且表現(xiàn)出典型的各向異性，一般而言，Arrester方向的沖擊韌性或斷裂韌性遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過Divider方向[57，88]，這主要?dú)w因于特殊的斷裂增韌方式。

3.2.1 多重隧道裂紋增韌機(jī)制

劉寶璽等[9，89]對不同層厚尺度的Ti-TiBw/Ti多層鈦基復(fù)合材料進(jìn)行三點(diǎn)彎曲測試時(shí)發(fā)現(xiàn)，裂紋擴(kuò)展特征呈現(xiàn)明顯的尺度效應(yīng)。當(dāng)層厚為400 μm時(shí)，僅有一個(gè)宏觀裂紋貫穿整個(gè)多層復(fù)合材料。而當(dāng)層厚為200 μm時(shí)，在主裂紋的前沿還有單一的隧道裂紋。但當(dāng)TiBw/Ti層加入更多的TiBw晶須時(shí)，可以觀察到，除了宏觀主裂紋和前沿的隧道裂紋橋接行為外，主裂紋兩側(cè)還存在周期性的隧道裂紋。顯然，第3種類型的斷裂方式增韌效果是最好的。然而，如何獲得周期性隧道裂紋，避免單一隧道裂紋或主裂紋的產(chǎn)生？

實(shí)驗(yàn)證明：異質(zhì)多層金屬單一隧道裂紋和周期多重裂紋的競爭模式與層厚、層厚比和屈強(qiáng)比有關(guān)。Hwu等[90]提出了單一隧道裂紋和周期隧道裂紋發(fā)生概率的力學(xué)模型，如圖4所示。根據(jù)這一模型，在多層鈦基復(fù)合材料中構(gòu)建2個(gè)裂紋，即主裂紋和重新形核的單一隧道裂紋。當(dāng)承受彎曲應(yīng)力時(shí)，多層鈦基復(fù)合材料在沿著層間界面方向存在拉伸應(yīng)力σa，則凈應(yīng)力強(qiáng)度因子包括兩部分：

圖4 彎曲加載下單一隧道裂紋模式和多重隧道裂紋模式的競爭示意圖[9，89，90]Fig.4 Schematic diagram of the competition of singe tunnel crack mode and multiple tunnel cracks mode during the bending testing[9，89，90]

Knet=Ka+Kb

(14)

其中，Ka是拉伸應(yīng)力σa提供的應(yīng)力強(qiáng)度因子，Kb是Ti層橋聯(lián)所貢獻(xiàn)的應(yīng)力強(qiáng)度因子，為負(fù)值。

在前端TiBw/Ti層的名義應(yīng)力可以表示為：

(15)

其中σyy為裂紋尖端處沿拉伸方向的正應(yīng)力場。

而有重新形核的隧道裂紋的TiBw/Ti層的名義應(yīng)力可以表示為：

σwake=

(16)

(17)

(18)

(19)

此外，隧道裂紋增韌是建立在隧道裂紋不擴(kuò)展的基礎(chǔ)之上，在軟硬相間的異質(zhì)多層金屬中，硬相層容易發(fā)生隧道裂紋，裂紋尖端處的塑性變形區(qū)大小決定著整個(gè)材料抗斷裂擴(kuò)展的能力。塑性變形區(qū)尺寸rp有以下計(jì)算式[91，92]：

(20)

其中，KIC為脆性層的斷裂韌性，σS為脆性層的屈服強(qiáng)度。因此軟相層的塑性變形區(qū)尺寸決定于脆性層的斷裂韌性和屈服強(qiáng)度，當(dāng)脆性層越脆時(shí)，即斷裂韌性較低，屈服強(qiáng)度較高時(shí)，軟相層的塑性變形區(qū)則會變小。因此，在多層Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料中，隨著TiB體積分?jǐn)?shù)的增加，TiBw/Ti層越來越脆，導(dǎo)致隧道裂紋越來越少，整體延伸率呈下降趨勢。同時(shí)，隧道裂紋也會隨軟相層體積分?jǐn)?shù)的減小而呈下降趨勢，這主要與軟相層已難以容納過大的塑性變形區(qū)所致。此外，在塑性區(qū)與裂紋尖端之間還會存在無位錯(cuò)滑移區(qū)(圖5)，斷裂形貌往往呈現(xiàn)準(zhǔn)解理或脆性斷裂特征[93]。

圖5 隧道裂紋及其周圍彈塑性區(qū)域示意圖[89，93]：(a)隧道裂紋，(b)應(yīng)力分布線，(c)塑性變形區(qū)與無位錯(cuò)滑移區(qū)Fig.5 Schematic diagrams of tunnel cracks and the surrounding elastic-plastic deformation zone[89，93]：(a)tunnel crack，(b)the stress distribution line，(c)the plastic deformation zone and dislocation-free zone

隧道裂紋的數(shù)量與層厚尺寸呈反比關(guān)系。當(dāng)隧道裂紋尖端處應(yīng)力強(qiáng)度因子大于斷裂韌性時(shí)，則隧道裂紋發(fā)生擴(kuò)展，根據(jù)Griffith斷裂韌性公式[87，91]：

(21)

要想讓隧道裂紋穩(wěn)定存在而不擴(kuò)展，則要求裂紋長度a越小，或施加的外場應(yīng)力σ越小，則在同等外場σ應(yīng)力條件下，層厚尺度較大代表隧道裂紋長度大，則會不穩(wěn)定，因此隨著層厚尺寸的降低，隧道裂紋越不易擴(kuò)展，隧道裂紋數(shù)量越多[94]。

3.2.2 脫層裂紋增韌機(jī)制

圖6給出了層狀Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料的脫層斷裂機(jī)制示意圖[89]。在裂紋尖端存在2種應(yīng)力，其中平行于裂紋擴(kuò)展方向的應(yīng)力為σxx，垂直于裂紋擴(kuò)展方向的應(yīng)力為σyy，根據(jù)等應(yīng)變條件，σyy是每一層材料彈性模量的函數(shù)。因?yàn)橛蚕鄬拥膹椥阅Ａ扛哂赥i層，因而σyy的分布是不連續(xù)的。然而，為了滿足界面應(yīng)力平衡條件，σxx分布在裂紋尖端處是連續(xù)的。垂直于外加載荷的應(yīng)力在距離裂紋尖端一段距離處出現(xiàn)最大值，按彈性力學(xué)計(jì)算得出最大應(yīng)力為最大平行應(yīng)力的1/5。假如在裂紋尖端前方有一弱界面，界面垂直于主裂紋，主裂紋擴(kuò)展至界面處時(shí)便發(fā)生脫層斷裂現(xiàn)象[89]。

圖6 彎曲加載導(dǎo)致脫層斷裂的示意圖[89]：(a)加載過程中裂紋尖端應(yīng)力分布，(b)脫層斷裂Fig.6 Schematic diagrams of delamination crack during bend loading[89]：(a)the stress distribution of notch tip，(b)formation of delamination cracks

脫層裂紋的產(chǎn)生可以明顯起到增韌作用，在加載開始時(shí)，Ti層與TiBw/Ti復(fù)合材料層的界面處總有剪切應(yīng)力存在。隨著加載過程的進(jìn)行，主裂紋擴(kuò)展至界面處，由于較弱的界面結(jié)合，裂紋則會駐留于界面處，產(chǎn)生脫層裂紋。這樣脫層斷裂代替主裂紋的擴(kuò)展，從而消耗大量的斷裂功，并延緩斷裂時(shí)間。隨著加載過程的進(jìn)行，沿著加載方向的裂紋不得不在TiBw/Ti復(fù)合材料層內(nèi)部重新形核和長大，這一過程又要消耗大量的斷裂功，并且多個(gè)二次裂紋不斷長大并相互競爭，因此TiBw/Ti層內(nèi)部開始出現(xiàn)多個(gè)隧道裂紋，從而有效緩解了主裂紋的應(yīng)力集中。隨著加載的進(jìn)行，單層TiBw/Ti復(fù)合材料中由于沒有界面層的阻礙，裂紋迅速地?cái)U(kuò)展直至斷裂；然而在同樣的位移條件下，層狀Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料中產(chǎn)生的微裂紋會沿著主裂紋擴(kuò)展的方向重新形核或者在層間發(fā)生脫層斷裂，這都進(jìn)一步增加了斷裂功[89]。

4 結(jié) 語

多層金屬復(fù)合材料已廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車、船舶、國防武器、電子信息、石油化工、核能電力等領(lǐng)域。本文主要介紹了宏觀和介觀尺度下多層金屬復(fù)合材料的變形行為和強(qiáng)韌化機(jī)制，闡述了多層金屬復(fù)合材料抗塑性失穩(wěn)和抗斷裂失穩(wěn)的幾種方式，包括多處頸縮、脫層斷裂和隧道裂紋，以及呈現(xiàn)出的尺寸效應(yīng)和韌脆轉(zhuǎn)變行為。然而，本文并未涉及納米多層金屬復(fù)合材料，其內(nèi)部變形機(jī)制，如位錯(cuò)、孿晶、剪切帶與各種類型的多層界面、變形織構(gòu)、晶界之間的交互作用，是目前研究的前沿和熱點(diǎn)[95]，也是決定多層金屬復(fù)合材料宏微觀力學(xué)性能的本質(zhì)特征，具有明顯的科學(xué)研究價(jià)值和工程應(yīng)用意義。同時(shí)，關(guān)于超細(xì)纖維晶沖擊韌性的逆溫效應(yīng)[4]，以及多層Ti-Al合金Divider加載方向的斷裂韌性要高于Arrester加載方向[96]，其微觀機(jī)理還沒完全清晰，有待進(jìn)一步理論研究。