1. 简介

孪生诱发塑性（TWIP）钢因其优异的强度与延展性组合以及高应变硬化率，已成为工业领域的重要材料。其卓越的机械性能与位错滑移和变形孪晶密切相关。然而，扩展位错的交叉滑移行为及变形孪晶机制仍存在争议。

本文通过原位拉伸透射电子显微镜（TEM）技术，研究了高锰钢在变形初期的部分位错运动与奥氏体孪晶行为。结果表明，变形初期可发生大量扩展位错的平面滑移和交叉滑移。同一滑移面上相邻扩展位错反应可形成扩展位错节点。

原位拉伸TEM实验证实了两种部分位错交叉滑移模型：（1）弗里德尔-埃斯卡模型（基于扩展位错收缩与再分解的交叉滑移）；（2）弗莱舍模型（涉及Lomer-Cottrell位错的交叉滑移）。

基于实验结果和能量计算，可确定由部分位错诱发的奥氏体初生变形孪晶形成机制与次生变形孪晶不同：晶界发射部分位错进入晶粒形成稳定层错，从而诱发奥氏体初生变形孪晶；而次生变形孪晶的形成与扩展位错的交叉滑移相关——仅含90°部分位错的扩展位错通过交叉滑移引入Frank部分位错，方可诱导次生变形孪晶形成。

2. 文章亮点

1. 原位TEM实验验证两种扩展位错交叉滑移模型
通过原位拉伸透射电镜技术，首次在变形初期直接观测到扩展位错的平面滑移与交叉滑移行为，并实证确认了两种部分位错交叉滑移机制：Friedel-Escaig模型（位错收缩再分解）和Fleischer模型（含Lomer-Cottrell位错的交叉滑移），为低层错能材料位错动力学提供了直接实验依据。

2. 揭示次生变形孪晶的交叉滑移诱导机制
首次明确区分初生与次生变形孪晶的形成机制：初生孪晶由晶界发射部分位错形成稳定层错诱发；次生孪晶则依赖于含90°部分位错的扩展位错交叉滑移——通过引入Frank部分位错触发孪晶，该机制突破了传统孪晶理论的认知局限。

3. 能量计算量化位错反应壁垒与尺寸效应关联
结合各向同性弹性模型计算位错反应能垒，发现含90°部分位错的交叉滑移需克服更高能垒（25.1Ẽ），导致位错受阻并促进次生孪晶形成。进一步揭示纳米尺寸效应显著降低能垒（尤其在

3. 研究背景

孪生诱发塑性（TWIP）钢因其优异的机械性能（如良好的强度与韧性组合、高加工硬化率）成为汽车工业的潜力材料。这些独特性能主要源于变形过程中奥氏体变形孪晶的形成。变形孪晶的形成既可释放局部应力以提升塑性，又能通过动态霍尔-佩奇效应减小平均自由程从而增强强度。除孪晶贡献外，位错对力学性能的影响同样显著。在高应变速率变形（3500 s⁻¹）初期，不同滑移系同时启动导致屈服强度大幅提升。因此，TWIP钢的力学性能与变形过程中的位错行为和孪晶机制密切相关。然而，部分位错在不同滑移面上的协同运动及多重变形孪晶的形成机制（如部分位错的交叉滑移和次生变形孪晶机制）仍不明确，亟需深入研究。

TWIP钢通常为面心立方（FCC）奥氏体钢，其塑性变形主要由位错滑移主导。位错滑移行为受位错结构影响，而层错能（SFE）不同的金属中位错结构存在差异，导致滑移行为不同。对高SFE FCC金属，全位错既可平面滑移，亦可交叉滑移，且位错交叉滑移对加工硬化和动态回复起关键作用。然而，对低SFE FCC金属，全位错易分解为部分位错对。除非发生位错反应，部分位错难以交叉滑移。因此，学术界普遍认为部分位错的交叉滑移极其困难且复杂。低SFE FCC金属中最突出的部分位错交叉滑移机制可归纳为 Friedel-Escaig（FE）模型和 Fleischer（FL）模型，如图1所示。FE模型中，扩展位错的两个部分位错先收缩成全位错或点收缩（图1中P点），随后收缩部分交叉滑移至共轭滑移面并重新分解；FL模型中，扩展位错的前导部分位错分解为两个位错：一个沿共轭滑移面滑移，另一个（1/6，即Lomer-Cottrell位错）固定在主滑移面与共轭面交点；随后拖曳部分位错与该Lomer-Cottrell位错反应，在共轭滑移面形成新部分位错。部分位错交叉滑移机制的选择主要受外加应力和温度调控。迄今，对扩展位错交叉滑移行为的理解仍不完善，且缺乏原位实验观测证据。

位错交叉滑移是热激活过程，因此评估位错从主滑移面过渡至交叉滑移面所需激活能垒至关重要。对纯金属，位错动力学模拟（如连续位错动力学与离散位错动力学）是计算激活能垒的有效方法。然而，对含多组元合金的TWIP钢，基于各向同性弹性的计算模型被广泛用于交叉滑移能垒估算。近期，修正离散位错动力学模型被用于研究TWIP钢中的位错-孪晶界相互作用。需通过实验验证理论模型以深化对位错交叉滑移行为的理解。

可视化原位拉伸TEM实验无疑是最佳选择。本研究结合原位拉伸TEM实验与激活能垒计算，探究TWIP钢中扩展位错的交叉滑移行为。

此外，作为TWIP钢的主要变形产物，奥氏体变形孪晶显著影响其力学性能，其机制仍需深入探索。奥氏体孪晶机制可归纳为两类：第一类发生于主滑移面（如Miura-Takamura-Narita Frank主滑移机制和Mahajan-Chin三层机制）；第二类对应于交叉滑移面（如Venables极轴机制、Cohen-Weertman Frank交叉滑移机制和Fujita-Mori阶杆交叉滑移机制）。近期研究表明，奥氏体变形孪晶形成与晶界发射的部分位错相关，且分子动力学模拟探究了变形孪晶中形核与增厚的竞争关系。然而，奥氏体孪晶机制仍存争议，部分实验现象尚未得到合理解释。例如，初生变形孪晶总起始于晶界并贯穿晶粒，而次生变形孪晶常出现于两个初生孪晶之间。因此，结合原位TEM实验与能垒计算探究奥氏体孪晶机制具有重要价值。

4. 图文解析

5. 文章结论

位错滑移与奥氏体孪晶是显著影响高锰TWIP钢力学性能的主要塑性变形行为。本研究通过原位拉伸透射电子显微镜（TEM）实验，系统研究了高锰TWIP钢在变形初期的变形行为，并详细讨论了扩展位错的滑移行为与奥氏体孪晶机制。得出以下结论：

(1) 变形初期可发生大量扩展位错的交叉滑移。原位拉伸TEM实验证实了两种交叉滑移模型：(1) Friedel-Escaig模型（基于扩展位错收缩与再分解的交叉滑移）；(2) Fleischer模型（涉及Lomer-Cottrell位错的交叉滑移）。

(2) 实验观测到同一滑移面上相邻扩展位错反应形成的扩展位错节点。该节点不稳定，会随变形重新分解为两个扩展位错。

(3) 由部分位错诱发的奥氏体初生变形孪晶形成机制与次生变形孪晶不同：晶界发射部分位错形成稳定层错的有序堆积诱发奥氏体初生变形孪晶；而含90°部分位错的扩展位错交叉滑移诱导次生变形孪晶形成。

全文链接

https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2024.103922