导读：本文通过实验揭示了当Σ3{111}边界的位错堆积产生超过孪晶应力的局部应力时，高锰奥氏体钢中退火孪晶(Σ3{111})边界处发生形变孪晶成核，而在相对高能的晶界如Σ21或Σ31处不需要明显的局部应力集中。原位透射电镜变形实验观察到与Σ3{111}界面连续堆垛层错发射相关的周期性对比反转，证明了连续逐层堆垛层错发射是变形孪晶成核机制，这与以前报道的高锰钢观察结果不同。由于在本研究中观察到的高Σ值边界也是如此，我们的观察表明，除已知的层错能和晶粒尺寸等因素外，考虑晶界特征对理解变形孪形核机制具有重要的现实意义。

自20世纪50年代以来，人们对面心立方(fcc)金属的孪晶变形进行了广泛的研究，但除层错能(SFE)外，确定有效变形孪晶形核机制的控制因素尚未得到详细揭示。单fcc基体相奥氏体高锰(Mn)钢是具有孪生诱导塑性(TWIP)的典型合金体系之一，且该方法能够通过调整合金的化学成分来调节SFE，具有一定的工业价值，适合于研究SFE -变形行为相关性。最近的原位透射电镜研究表明，高锰钢的变形机制随合金的SFE而变化。SFE水平通过改变位错解离行为改变变形缠绕成核，从而影响高Mn TWIP钢的应变硬化响应。另一方面，与纯Fcc金属(如铜)的变形行为相比，高SFE的情况表明SFE可能不是唯一的控制因素。

到目前为止，提出了5种适用于高Mn TWIP钢的变形双形核机制：Venables极轴机制、Fujita-Mori阶梯杆交叉滑移机制、Cohan-Weertman-Frank交叉滑移机制、Miura-Takamura-Narita主滑移机制、Mahajan-Chin三层断裂机制。它们基于透射电子显微镜(TEM)的微观结构研究，通常表明(a)晶粒中足够的位错密度和/或局部应力集中是必要的前提，(b)高度协调的肖克利部分位错在{111}滑移面上滑动的排列，是变形孪晶过程的关键特征。同时，这些机制都没有广泛地讨论晶界的作用，即晶界特征。

历史上，实验观察集中于{111}孪晶界上的形变孪晶成核行为，因为根据电子背散射衍射(EBSD)分析，退火孪晶界最有可能是形变孪晶成核的位置。一般来说，晶界结构和取向差影响材料的各种物理性能，包括塑性。晶界内的结构单元及其序列也显著影响位错成核过程，因此这些因素对塑性变形载体的成核位置的影响与SFE和晶粒尺寸一样大。最近的计算研究表明，晶粒间的相互作用会影响晶界附近的局部应变分布和应变传递留下未解决的问题，即晶界特征如取向差和界面结构是否会调节(i)与晶界相关的形变孪晶成核机制和(ii)晶界附近处的位错动力学和形变孪晶前体结构。

在此，美国弗吉尼亚理工大学和九州大学材料化学与工程研究所阐明晶界特征与变形孪晶形核机制之间的关系，并直接观察变形孪晶前驱体在近/近晶界区域的形核过程。以Fe-31Mn-3Al-3Si (wt%)高锰TWIP钢(SFE=40 mJ/m2)为模型合金，研究了低能Σ3{111}和几种高Σ值边界下的变形孪形核机制。相关研究成果以题“A correlation between grain boundary character and deformation twin nucleation mechanism in coarse-grained high-Mn austenitic steel”发表在Scientific Reports上。

链接：https://www.nature.com/articles/s41598-021-87811-w#Sec8

图1 在工程应变为0.01 (a,b)和0.02 (c,d)时，BF透射电镜显示了TWIP钢的典型组织和结构缺陷。

图2a-e是从原位透射电镜拉伸试验视频中提取的选定帧和(f)是在保持施加应力的测试结束时拍摄的附加高炉瞬变电磁图像。在变形的初始阶段，观察到从Σ3{111}边界开始的连续堆垛层错成核(a-e)。基于图像对比度的周期性变化和向前移动导致的肖克利部分位错对比度，这种连续的重叠堆垛层错发射事件是明显的。因此，这种顺序堆垛层错成核将产生三层堆垛层错，这是变形孪晶的前兆。该堆积位错引起的局部应力集中场存在于晶界的另一侧，由于堆积位错与Σ3{111}边界相互作用，几个二次滑移系统被激活，反映了残余晶界位错堆积的累积效应。

图2 从原位变形透射电镜测试视频数据中选择帧显示一个近退火孪晶边界区域。

图3 将实验观测到的Σ21边界叠加到从参考文献中提取的[112] Σ21边界结构模型上。

数字四显示了变形孪晶在两个不同晶界上的传播。这些图像是在0.046的工程应变下拍摄的。三个晶粒被两个晶界分隔开，即Σ3{111}晶界位于晶粒ⅰ和晶粒ⅱ之间，而大倾角Σ31晶界分隔晶粒ⅱ和晶粒ⅲ。这些变形孪晶的孪晶平面被确定为(11)与图1中的相应SAED模式不同，两个变形孪晶附着在轮廓分明的σ31边界上[11]/18?轴角度对。我们假设Σ31边界在这里作为变形孪晶的异质形核位置，因为具有稳定结构构型的相干Σ3{111}边界在能量上不利于作为位错源。因此，需要一个局部应力集中场来形成堆垛层错，这里不存在堆垛层错。

图4(a) BF TEM图像显示在倾斜的Σ3{111}边界的撞击区存在层错。插入的SAED模式显示出较弱的条纹，这是由于叠加断层的形状因素造成的。(b)从31边界发射的变形孪晶撞击Σ3{111}边界。一些碰撞诱发的晶界位错用条纹箭头表示。(c)变形孪晶从Σ31边界成核。

在图5a中，观察到具有暗外部条纹的本征堆垛层错。在塑性变形过程中，相邻平行断层面上的另一个领先肖克利局部位错(条纹箭头)从晶界产生(图5b)。随着领先的肖克利部分位错连续地滑离晶界(图5c)，外边缘对比度由暗变亮，即两个堆垛层错重叠。此后不久，由于有效跃迁矢量值R=3×1/3(111)等于理想晶格的有效跃迁矢量值，导致肖克利部分位错的下一次发射使条纹对比度为零(图5d，e)。这些连续的发射事件是快速的，结果形成了一个三层叠加断层，变形孪晶的前兆。我们的两个原位透射电镜实验表明，形变孪晶前驱体的机制在Σ3{111}和Σ73边界上是一致的；两者都是由顺序堆垛层错发射机制引起的。

图5 选定的现场变形透射电镜测试视频显示在 Σ73边界区域附近连续堆积断层发射发生的帧。

图6 示意图显示由于堆积位错和退火孪晶界之间的碰撞，变形孪晶的前体在近晶界区域开始。

总之，在低Σ值和高Σ值晶界处，连续的逐层堆垛层错发射是形变孪晶成核机制。在我们的原位透射电镜实验中，具有两个(111)原子层的形变孪晶是由晶界的肖克利部分位错的连续发射形成的，这不同于传统的Mahajan-Chin三层机制。