金屬層狀復合材料的力學行為及微觀變形機理

2024-01-31 03:36:42PengLinRu

中國材料進展 2024年1期

姜爽，賈楠，Peng Lin Ru

(1. 東北大學材料電磁過程研究教育部重點實驗室，遼寧沈陽 110819.(2. 東北大學材料科學與工程學院材料各向異性與織構教育部重點實驗室，遼寧沈陽 110819.(3. 林雪平大學工程材料系，瑞典林雪平 58183)

1 前言

隨著現代工業化進程的飛速發展，日益嚴苛的使役環境對金屬結構材料的強度和韌性均提出了較高的需求，開發具有優異綜合力學性能的先進結構材料是國內外材料研究者的不懈追求。傳統強化手段，例如固溶強化、細晶強化、第二相強化等，在明顯提高材料強度的同時，通常以犧牲韌性為代價，致使金屬材料表現出明顯的強度和韌性倒置關系[1，2]。因此，僅靠單一地調整微觀結構的設計理念無法實現材料強度和韌性的協同提升。近來，多尺度非均勻結構[3-6]的設計思想被提出，該思路是獲得良好強度與韌性匹配的有效途徑。這種設計策略是通過控制晶粒形態[7，8]或引入界面約束[9]等方式，多層次多尺度地調控微觀結構非均勻化，使材料組合了從納米尺度到宏觀尺度的多個維度特征，從而可以有效地為材料提供更優的綜合力學性能[7，10-14]。這種概念的一個典型設計實例是金屬層狀復合材料(laminated metallic composites，LMCs)[15，16]，通過將異種金屬的特性綜合到一種材料中并引入層間異質界面的約束效應，在獲得優異的強度-韌性匹配方面具有潛在的能力。

金屬層狀復合材料是由兩種以上具有不同性質的金屬組元以一定的方式進行界面匹配而形成的多層材料[17，18]，該材料由于組織結構簡單、制備工藝多樣而備受關注。此外，在該種材料中，異種金屬呈層狀分布，并非均勻地混合，從而使各金屬組元能夠在保持原有性質的基礎上，相互彌補不足，使材料整體具有單一金屬或合金無法比擬的優異性能，有望提高材料的電性能、磁性能及熱穩定性等[19，20]，同時還具有成本低廉、應用廣泛等特點。可以通過調控金屬層狀復合材料的組元金屬種類、組元層尺度、晶粒尺寸、織構和界面特性等參數使材料滿足不同的服役要求[21，22]。金屬層狀復合材料有望在微/納米機電系統[23，24]、磁性數據存儲[25]、儲氫[26]、摩擦[27]和核工業[28-32]等領域得到廣泛應用。

由于內部具有獨特的層狀結構及高密度的異質界面，金屬層狀復合材料具有獨特的力學性能。而且隨著組元層厚的減小，異質界面的影響越發顯著，從而使金屬層狀復合材料表現出不同于傳統塊體材料的力學行為。探索金屬層狀復合材料的宏觀力學性能與組元層厚、界面結構、組元金屬微結構等的內在關聯并揭示其對應的微觀機制，對設計具有優異綜合力學性能的金屬層狀復合材料有重要的理論和實際意義。本文旨在對金屬層狀復合材料的微觀力學行為及變形機理進行綜述，分別介紹了金屬層狀復合材料的微觀結構和宏觀力學性能等方面的研究進展，著重討論了室溫下金屬層狀復合材料的微觀力學行為及其內在的物理機制，加深對非均勻層狀結構金屬復合材料形變行為和強韌化的理解。最后，本文對未來金屬層狀復合材料力學行為的研究進行了簡要展望。

2 金屬層狀復合材料的微觀結構與宏觀力學性能

2.1 異質界面的結構特征

金屬層狀復合材料由周期性排列的各組元金屬及組元層間的異質界面共同構成。當組元金屬種類確定時，隨著組元層厚的減小，異質界面的體積分數增大，異質界面結構類型逐漸成為決定金屬層狀復合材料性能的關鍵因素，對載荷傳遞、應力配分和變形協調等均具有重要的影響。因此，深入理解金屬層狀復合材料力學行為首先要充分了解層間異質界面的微結構特征及其對微觀變形機制的作用。根據組元金屬晶體結構屬性的不同，可以將金屬層狀復合材料中的異質界面分為晶體/晶體和晶體/非晶體2種。鑒于非晶具有短中程有序的結構特性，包含有非晶組元層的復合材料會表現出獨特的力學行為。本文僅關注晶態金屬層狀復合材料的力學行為。針對晶體/晶體異質界面，根據組元金屬間本征混合焓大小的不同，金屬層狀復合材料中的異質界面可以分為混合(miscible)界面和不易混合(immiscible)界面。例如，金屬Mg和Ti之間的混合焓為正值，因此Mg/Ti界面為不易混合界面，界面處無金屬間化合物和明顯的擴散[33]；金屬Ti和Cu之間的混合焓為負值[34]，因此Ti/Cu界面為混合界面，界面處通常會形成明顯的互擴散層、金屬間化合物或非晶層[35]。常見的不易混合異質界面有Cu/Ag[36]、Cu/W[37]、Cu/Ta[38]、Cu/Cr[39]、Cu/Mo[34]、Cu/Nb[40-43]、Cu/Co[32]、Cu/Fe[44]、Cu/V[44]、Zr/Nb[45]、Mg/Nb[46]和Mg/Ti[33]等。對于不易混合異質界面，根據界面兩側組元金屬的晶格失配度大小，異質界面結構可以分為共格、半共格和非共格。異質界面為共格結構時，對應的界面能最小，此時原子排列和滑移系在界面上連續，位錯可以穿過該界面，例如Cu/Ni界面。異質界面為半共格結構時，界面處會產生一系列的刃位錯以降低界面能，此時位錯不能穿過異質界面，如Cu/Nb[47]、Cu/Ta[38]界面。異質界面為非共格結構時，界面處原子排列較為混亂，一般表現為幾個原子層厚的錯排，與大角度晶界相似。需要注意的是，異質界面的結構具有尺寸效應，例如隨著組元金屬層厚的變化，Cu/Nb界面根據其原子結構可以分為原子尺度清晰界面、界面轉變區和非晶區[43]。

對于具有共格或半共格結構的異質界面，根據界面兩側組元金屬的晶體結構、取向關系和原子排布，異質界面和位錯之間有幾種不同的交互作用行為：位錯可以穿過界面、被界面吸收和存儲。具體交互作用類型依賴于異質界面結構特征(是否阻礙位錯穿過)和位錯類型(滑移位錯或孿生位錯)[47]。Zheng等[47]運用透射電子顯微鏡對位錯-異質界面交互作用進行了精細表征，如圖1所示。對于Cu/Ag納米層狀結構中的{111}Cu//{111}Ag異質界面，當界面兩側金屬的取向關系為cube-on-cube時，兩組元金屬中的滑移系在界面處完美匹配，Ag組元中的孿生位錯可以順利地穿過Cu/Ag界面，誘發Cu層中發生孿生(圖1a)；當異質界面兩側金屬的取向關系為heterotwin時，這種鏡面對稱的界面取向導致孿生滑移系在界面兩側不匹配從而無法穿過異質界面，此時Ag中的孿生位錯被界面阻礙并進一步被界面部分吸收，異質界面處孿生位錯的柏氏矢量分量導致Cu/Ag界面發生傾轉(圖1b)。對于具有K-S取向關系({111}<110>Cu//{110}<111>Nb)的Cu/Nb界面，當界面兩側的原子排布為{112}Cu//{112}Nb時，滑移位錯容易穿過界面，從而在材料中形成滑移帶(圖1c)；當界面兩側的原子排布為{111}Cu//{110}Nb時，異質界面阻礙滑移位錯穿過，從而導致非晶體學剪切帶的形成(圖1d)。

圖1 Cu/Ag和Cu/Nb納米層狀復合材料中不同異質界面的原子結構TEM像、位錯-界面交互作用的TEM像以及示意圖[47]：(a)Cu/Ag中cube-on-cube取向關系的{111}Cu//{111}Ag界面，(b)Cu/Ag中heterotwin取向關系的{111}Cu//{111}Ag界面，(c)Cu/Nb中K-S取向關系的{112}Cu//{112}Nb界面，(d)Cu/Nb中K-S取向關系的{111}Cu//{110}Nb界面Fig.1 TEM images of atomic structure and dislocation-interface interaction，and corresponding schematic illustration of different interfaces in Cu/Ag and Cu/Nb nanolaminates[47]：(a)cube-on-cube {111}Cu//{111}Ag interface in Cu/Ag，(b)heterotwin {111}Cu//{111}Ag interface in Cu/Ag，(c)K-S orientated {112}Cu//{112}Nb interface in Cu/Nb，(d)K-S orientated {111}Cu//{110}Nb interface in Cu/Nb

2.2 硬度/屈服強度的尺寸效應

金屬層狀復合材料的另一個典型特征是其可調整的組元層厚度(h)。隨著內部特征h的變化，金屬層狀復合材料內部的塑性變形行為明顯變化，從而導致其強度/硬度具有強烈的尺寸效應。目前，由Misra等[48，49]提出的金屬層狀復合材料強/硬度的尺寸效應理論(圖2a)被廣泛接受：當h在亞微米及以上尺度時，復合材料的屈服強度/硬度隨h的減小而增大，滿足經典的Hall-Petch關系，即強度與h-1/2成正比；當h小于100 nm時，單個組元層內無法形成位錯塞積，強/硬度遵循位錯層內約束滑移(confined layer slip，CLS)模型，即強度與ln(h)/h成正比；當h降低至某臨界尺寸(幾納米到幾十納米)以下時，層狀復合材料中的變形機制轉變為位錯穿過界面，材料的屈服強度/硬度開始下降。納米層狀復合材料的強/硬度峰值由位錯穿過界面的界面阻礙強度(interfacial barrier strength，IBS)所決定，可歸因于不同強化機制(Koehler應力、失配位錯、化學應力和共格應力等)，這與組元金屬的固有物理屬性有關，例如組元金屬的層錯能、模量、混合焓、界面特性等[50]。Zhang等[50-54]通過對多種組元層厚的Cu/Cr、Cu/Nb層狀復合材料的系統研究，總結了面心立方結構(fcc)和體心立方結構(bcc)系納米金屬多層復合膜中強/硬度的尺寸效應規律。此外，其它大量關于納米層狀復合材料的研究也證實了上述結論，如圖2b和2c所示。但是，一些研究表明，對于層厚處于Hall-Petch規律主導區域的層狀復合材料，當晶粒尺寸小于h或者出現孿晶時，實驗測得的復合材料強度明顯偏離Hall-Petch模型預測值，這是因為這些固有的內部結構特征可以進一步強化層狀復合材料[33，55]。基于這一點，金屬層狀復合材料強度對固有尺寸效應和外在尺寸效應的依賴性也得到了廣泛研究，固有尺寸效應包括組元層厚、層內亞結構、界面結構的影響，外在尺寸效應包括樣品尺寸、加載方式等的影響[56，57]。上述大量研究主要關注立方系層狀復合材料中的強/硬度與組元層厚的關系，進一步包含密排六方結構(hcp)金屬的層狀復合材料逐漸引起研究者的關注，例如bcc/hcp(Mg/Nb[58]、Co/Mo[59])、fcc/hcp(Cu/Zr[60，61])和hcp/hcp(Mg/Ti[33])體系。Callisti等[45]研究了包含hcp金屬的Zr/Nb層狀復合材料，也得到了類似于立方系層狀復合材料中的尺寸效應機制，具體如下：當組元層厚h大于60 nm時，Zr/Nb復合材料的強度可由Hall-Petch模型準確描述；當層厚h在27～60 nm之間時，強化機制轉變為CLS模型；當層厚h小于27 nm時，Zr/Nb復合材料的強度降低。

圖2 金屬層狀復合材料中尺寸效應的示意圖(a)[49]及fcc/bcc體系(b)和fcc/fcc體系(c)典型層狀材料硬度隨組元層厚的變化規律[50]Fig.2 Schematic illustration of size effect in LMCs (a)[49] and the variation of hardness as a function of layer thickness for several typical fcc/bcc LMCs (b)and fcc/fcc LMCs (c)[50]

為了揭示金屬層狀復合材料中強/硬度尺寸效應的物理起源，研究者們也開展了大量的數值模擬工作。Jia等[62]通過晶體塑性有限元方法(crystal plasticity finite element method，CPFEM)，從理論角度證實了實驗無法定量獲得的微觀形變系統開動行為的尺寸效應：當Cu/Nb層狀復合材料的組元層厚在微米尺度時，位錯滑移為主要的變形機制；當組元層厚為幾十納米時，剪切帶和位錯滑移均為主要的變形機制。Chen等[63]將離散滑移(discrete slip)模型嵌套進CPFEM，揭示了Cu/Nb納米層狀復合材料中強度尺寸效應的物理本質：組元層厚對強度的影響來源于層厚對晶界上位錯源長度的限制。

2.3 強度-韌性的匹配關系

金屬層狀復合材料作為非均勻結構材料的一種，在獲得良好的強度-韌性匹配方面具有潛在的能力。通過總結文獻中報道的一些金屬層狀復合材料的強度-韌性關系(圖3)不難發現，通過調控其多尺度微觀結構特征(組元金屬晶體結構、層厚比、界面結構特性等)，可以在金屬層狀復合材料中獲得良好的強度-韌性匹配。Ma等[21]研究了Cu/青銅層狀復合材料的強度、拉伸塑性與組元層厚之間的關聯性，結果發現：在組元金屬硬度相近的條件下，隨著組元層厚(微米級)的減小，Cu/青銅層狀復合材料的抗拉強度和均勻延伸率同時增大。在此基礎上，Huang等[64]制備了一系列更小層厚的Cu/青銅層狀復合材料，發現材料的強度和韌性并不是隨組元層厚單調變化，存在最優的組元層厚使材料具有優異的強度-韌性匹配(圖3a)。Wang等[65]研究了組元層硬度比對Cu/Cu-Zn合金復合材料宏觀力學性能的影響：組元金屬間大的硬度差可以明顯提高材料整體的強度和拉伸塑性，這是由于此時異質界面處會產生更大背應力，較大的背應力可以激活組元金屬中本來難以開動的滑移系，從而改善材料的強韌性。近年來，Jiang等[66]研究了異質界面特征對Ti/Nb層狀復合材料綜合力學性能的影響。結果表明，具有彎曲異質界面(即出現大量剪切帶)的Ti/Nb材料具有明顯優于其它六方系金屬層狀復合材料的強度-拉伸塑性匹配(圖3b)，這被歸因于剪切帶引入的剪切應力場促進位錯開動以及對組元間應力配分的促進作用。

圖3 Cu/青銅層狀復合材料(a)[64]和Ti/Nb層狀復合材料(b)[66]的強度-拉伸塑性匹配及與其它材料對比Fig.3 Comparison of strength versus tensile elongation of Cu/bronze LMCs (a)[64] and Ti/Nb LMCs (b)[66] with other materials

3 金屬層狀復合材料的微觀力學行為及變形機理

3.1 微觀力學行為

金屬層狀復合材料中由于兩種組元金屬共存，其變形行為與雙相材料存在共同點，例如兩相之間的形變協調和應力配分。此外，由于異質界面的引入以及其獨特的層狀結構特征，金屬層狀復合材料也具有獨特的微觀力學行為。針對金屬層狀復合材料中的形變協調特征，研究者運用基于掃描電子顯微鏡的高分辨數字圖像關聯(high resolution digital image correlation，HR-DIC)技術、電子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)技術和基于同步輻射的X射線微束衍射(X-ray micro-diffraction，μXRD)技術等對局域應變分布/協調進行了精細表征。Lhuissier等[67]運用DIC技術獲得了奧氏體/馬氏體層狀復合鋼在拉伸過程中的應變演化，發現層狀結構可以緩解馬氏體脆性層的過早頸縮和由此導致的局部斷裂，從而使馬氏體層可以承擔高達20%的非局域應變，提高了其拉伸塑性。近年來，Huang等[64]運用原位HR-DIC表征了Cu/青銅層狀復合材料中界面附近的應變分布(圖4a)，證實了界面影響區(interface affected zone，IAZ)的存在，并揭示了界面影響區的作用機制：在拉伸變形過程中界面附近區域出現約幾微米范圍的應變梯度區，將該區域定義為界面影響區；隨拉伸載荷增大，界面影響區的寬度保持不變，但其內部的應變梯度增加；他們進一步提出了層狀復合材料中存在獲得最優強塑性匹配的臨界組元層厚(即相鄰界面影響區重疊時所對應的層厚)。這項研究從全新的角度出發闡明了異質界面在金屬層狀復合材料變形過程中的作用機理，極大地推進了該類材料變形機制的研究。除此之外，Huang等[68]運用HR-DIC技術研究了Ti/Al層狀復合材料在塑性變形過程中局部應變的演化，揭示了該材料良好韌性的起源：與單相Ti相比，盡管層狀結構中的Ti層會出現應變局域化現象，但Ti層的應變會傳遞給相鄰Al層，這將釋放層狀復合材料中Ti層的應變局域化，從而改善Ti的拉伸塑性。

圖4 金屬層狀復合材料中的局域應變分布隨拉伸變形的演化：(a)Cu/青銅層狀復合材料的εxx應變演化[64]，(b)Cu/青銅層狀復合材料界面的幾何必需位錯(GNDs)密度演化[21]，(c1)Ti/Al層狀復合材料中Al層的取向差演化[69]，(c2)粗/細晶層狀純Ti中單個粗晶粒的晶格應變演化[70]Fig.4 Evolution of local strain distribution in LMCs with the applied tensile strain/loading increasing：(a)distribution evolution of εxx strain in Cu/bronze[64]，(b)evolution of geometrically necessary dislocations (GNDs)density in Cu/bronze[21]，(c1)evolution of misorientation in the Al layer of Ti/Al[69]，(c2)evolution of deviatoric strain tensor in individual coarse grain of layered coarse-/fine-Ti[70]

根據上述研究可以發現，由于組元金屬力學性能及微觀結構的差異，金屬層狀復合材料在塑性變形過程中會出現組元之間的應變不協調行為。因此，異質界面處會引入幾何必需位錯(geometrically necessary dislocations，GNDs)以協調應變梯度。當界面處累積的幾何必需位錯數量足夠多時，會阻礙后續位錯的滑移，導致長程背應力的產生，從而影響金屬層狀復合材料整體的力學行為。進一步，Ma等[21]運用EBSD技術研究了Cu/青銅層狀復合材料中幾何必需位錯的塞積行為(圖4b)，證實了異質界面在變形過程中會影響相鄰金屬層，并通過產生幾何必需位錯塞積促進背應力硬化。最近，Yu等[69]借助最先進的原位μXRD技術首次揭示了拉伸變形過程中Ti/Al層狀復合材料中Al層的變形行為(圖4c1)：拉伸變形前，Al層中為具有超低應變的變形組織；在后續拉伸變形過程中，該變形組織、異質界面約束、晶粒尺寸和晶體取向對Al層的塑性變形有重要的影響；Al層中發現了從異質界面到層中心的位錯密度梯度，并且該梯度在拉伸變形過程中略有增加。該研究結果為理解金屬層狀復合材料中的界面約束效應提供了有價值的見解。進一步，Li等[70]運用原位μXRD技術針對粗/細晶層狀分布純Ti中單個粗晶粒的晶格偏應變的分布與演化進行了定量表征(圖4c2)，分析了材料中形變協調的物理過程：大量位錯在異質界面附近發生塞積，由此產生的背應力會抑制已激活的位錯源繼續發射位錯；此后隨著施加應力繼續增加，異質界面附近的局域應力持續累積，最終其分切應力將導致高臨界應力位錯或鄰近細晶層中位錯的開動。

微觀應力的演化和配分是材料微觀力學行為的另一個重要表象。Wu等[71]研究了細/粗晶層構成的層狀無間隙原子鋼的微觀力學行為，揭示了異質界面的約束作用會改變層狀材料內部的應力狀態。Huang等[68]借助原位中子衍射技術獲得衍射譜隨施加載荷的演化(圖5a1)，進而揭示了層狀結構對Ti/Al復合材料中組元金屬之間載荷配分行為的影響。結果表明，Ti/Al層狀復合材料的單軸拉伸變形可以分為3個階段：彈性變形階段(Stage I)、彈-塑性轉變變形階段(Stage II)和塑性變形階段(Stage III)，如圖5a2所示。不同變形階段中的應力狀態和應力傳遞示意圖見圖5b，在Stage I時，軟Al層和硬Ti層中均為彈性變形，晶格應變隨施加應力呈線性增加。但是Ti的楊氏模量偏離其理論值，而Al的楊氏模量幾乎保持不變，說明在此階段Ti層承受額外的拉伸應力，導致了應力配分和Ti/Al界面處內應力的出現，該內應力隨著彈性應變的增大而積累；進一步，由于2種金屬屈服強度的差異，軟Al層優先發生屈服，而硬Ti層仍保持彈性變形，復合材料變形進入了Stage II。此時，Al層的變形受限于相鄰硬Ti層。因此，為了維持組元金屬的共變形，Ti和Al層之間的強耦合作用導致了沿拉伸方向的內應力增加；最后，在Stage III時，軟Al層和硬Ti層均發生塑性變形。在一定程度上，Ti層的塑性變形逐漸提高了Ti和Al層之間的形變相容性，使沿拉伸方向的內應力減弱。該研究表明彈-塑性轉變變形階段中組元金屬之間的應力配分可以提高金屬層狀復合材料的變形相容性，但是會增加界面處的應力集中[68]。Kim等[72]運用原位中子衍射技術表征了孿生誘導塑性鋼/無間隙原子鋼層狀復合材料的微觀形變，也證實了異質界面在層狀復合材料變形過程中具有載荷傳遞和應力配分的作用，進一步揭示了界面處額外GNDs的演變機制。除了上述提及的組元金屬之間的應力協調與配分，Gu等[73]將原位中子衍射與有限元模擬相結合，從晶粒尺度對Cu/Nb復合線材中的彈塑性變形行為進行了全面的研究，在考慮初始殘余應力的情況下，實驗和模擬結果一致表明，Cu中<100>取向晶粒發生塑性活動時的宏觀應力高于<111>取向晶粒。近期，Jiang等[74-76]從組元金屬之間、不同取向晶粒之間的微觀應力交互作用角度出發，借助基于大科學裝置的高能射線衍射技術，針對包含hcp結構金屬的Ti/Nb層狀復合材料的微觀力學行為進行了系統研究。基于同步輻射高能X射線衍射(high-energy X-ray diffraction，HE-XRD)技術對晶格應變、全應力張量進行表征，明確了該復合材料的持續強化來源于Nb組元中的異質界面誘導強化和位錯強化，復合材料整體的應變硬化來源于Nb中<211>取向晶粒的貢獻；并且首次揭示了剪切帶對組元金屬之間的載荷傳遞有促進作用(圖6)[74]。進一步，將由原位中子衍射獲得的各組元金屬的應變硬化行為與位錯類型相關聯，揭示了異質界面誘導強化與GNDs演化密切相關；而統計存儲位錯(statistically stored dislocations，SSDs)對異質界面誘導強化無顯著貢獻，它們貢獻于材料整體的應變硬化[75]。隨后，定量表征了Ti/Nb層狀復合材料在單軸拉伸變形過程中的組元金屬間微觀交互作用應力，并探討了與異構變形誘導(hetero-deformation induced，HDI)強/硬化之間的相關性。結果發現，HDI硬化和組元金屬間應力隨形變的演化趨勢一致，表明HDI硬化直接關聯于金屬層狀復合材料內部的變形不相容性；基于此，建立了組元金屬間微觀交互作用應力與HDI硬化之間的定量關系[76]。上述工作實現了對金屬層狀復合材料中應力狀態/配分以及微觀形變行為的實驗量化研究，為豐富金屬層狀復合材料的強韌化基礎理論奠定了基礎。

圖5 Ti/Al層狀復合材料在單軸拉伸過程中的應力配分行為(a)及不同變形階段內應力演化示意圖(b)[68]Fig.5 Stress partitioning behavior (a)and the corresponding illustration of internal stress evolution (b)of Ti/Al LMCs during the uniaxial tensile deformation[68]

圖6 Ti/Nb層狀復合材料的微觀組織結構(a)以及在單軸拉伸過程中的微觀力學行為(b)和全應力張量(c)[74]Fig.6 Microstructure (a)，micro-mechanical behavior (b)and complete stress tensor (c)of Ti/Nb LMCs during the tensile deformation [74]

3.2 微觀變形機制

金屬層狀復合材料在變形時，由于異質界面的影響或局部應力/應變狀態的改變，各組元金屬中的微觀變形機制可能異于塊體金屬，這是金屬層狀復合材料變形行為的又一特性。借助電子顯微鏡對形變微觀結構的表征，研究者探索了位錯等變形機制與異質界面之間的交互作用[47]。對于fcc結構金屬，在異質界面的誘導作用下，低層錯能組元(如Ag，Au等)中形成的堆垛層錯/孿晶會穿過異質界面使得相鄰高層錯能金屬層中也產生大量的層錯和孿晶。例如，對具有亞微米級層厚的Cu/Ag復合材料研究發現，通過不全位錯穿過異質界面，Cu中的形變孿生被促進，致使具有中高層錯能(45 mJ·m-2)的金屬Cu在室溫靜態變形過程中出現孿晶[77]。對于hcp結構金屬，異質界面的強約束作用會促使組元金屬開啟本不易開動的滑移體系[66，70，78，79]。例如，Wu等[80]研究表明，在Ti/Al層狀復合材料的單軸拉伸變形過程中，硬相Ti3Al中出人意料地在室溫下開動了位錯滑移；Jiang等[66]借助先進的衍射峰形輪廓分析方法定量確定了Ti/Nb層狀復合材料的Ti層中開動了高達30%左右的位錯，這被歸因于剪切帶調控的應力場和異質界面處的局部應變容納，該種異常開動的位錯使Ti/Nb層狀復合材料的強度-韌性匹配明顯優于其他六方系金屬層狀復合材料(圖3b)。金屬層狀復合材料中這種由異質界面誘導的微觀變形機制變化也具有尺寸效應，其會隨著組元層厚的變化而異。Liu等[81]在Cu/Ni層狀復合材料中發現，孿晶片層的厚度強烈依賴于組元層厚，當層厚較大時，層狀復合材料中的異質界面為半共格和非共格界面，此時孿晶片層厚度隨層厚的減小而減小；但當層厚較小時，異質界面為共格界面，此時孿晶片層厚度急劇増加，表現出明顯的尺寸效應。

除了直觀地表征形變微觀結構，晶體學織構變化可以敏感地反映材料中開動的變形機制。Beyerlein等借助織構表征和后續數值模擬手段，研究了Cu/Nb[41]、Zr/Nb[82，83]和Mg/Nb[46]等層狀復合材料在軋制(即平面應變壓縮)變形過程中的微觀變形機制演變。將通過中子衍射獲得的Cu/Nb層狀復合材料各組元金屬的織構結果與單相塊體Cu、單相塊體Nb和鑄造Cu-20%Nb(質量分數)復合材料的軋制織構結果進行了比較，結果表明：Cu和Nb層中形成的織構與其單相塊體金屬和Cu-20%Nb材料中的經典軋制織構明顯不同，Cu層中出現了擇優強化的β纖維織構組分，Nb層中出現了α纖維織構強化而γ纖維織構減弱的現象。進一步結合粘塑性自洽多晶模擬揭示了Cu/Nb復合材料中織構演變的內在變形機制：Cu組元層為平面滑移，Nb組元層為特定的{110}和{112}滑移系[41]。對于包含有hcp結構金屬的Zr/Nb層狀復合材料，Carpenter等[83]將中子衍射和基于位錯的多晶塑性本構模型相結合來研究具有不同數量級層厚的層狀材料的微觀變形機制，發現納米層狀復合材料中各組元金屬的織構明顯偏離塊體金屬Zr或Nb的軋制織構。進一步模擬結果表明，Nb組元中{112}<111>和{110}<111>滑移共同貢獻于該織構演化，Zr組元中柱面滑移和基面滑移主導塑性變形。除位錯滑移和孿生外，剪切帶也是金屬層狀復合材料中重要的微觀變形機制，其開動和擴展與組元金屬的初始取向和力學性能密切相關。Jia等[84-86]使用CPFEM對Cu/Ag、Cu/Nb層狀復合材料的平面應變壓縮變形進行模擬(圖7)，揭示了層狀復合結構中的剪切帶擴展和寬化等規律，從理論角度證實了剪切帶是導致層狀復合材料中fcc結構金屬織構異常演化的根本原因。