孪晶是金属材料塑性变形的重要载体，在金属材料的力学性能调控中发挥着非常关键的作用。体心立方金属由于其优异的力学性能和良好的高温性能在工程中有着广泛应用。塑性变形过程中，体心立方金属的变形孪晶通常是由相邻{112}孪晶面上依次发生孪晶位错的滑移导致。根据晶体学对称性，体心立方金属中的孪晶既可通过{112}面上位错沿1/6[111]发生逐层剪切形成（孪晶，图1B），又可通过1/3[1̅1̅1̅]位错的逐层滑移发生（反孪晶，图1A）。然而，大量实验与理论预测表明，1/3[1̅1̅1̅]位错在{112}孪晶面上滑移时由于其滑移路径受近邻{112}面上原子的影响，其滑移阻力显著增加，远高于其他位错结构（约为1/6[111]位错滑移阻力的两倍），使得体心立方金属的反孪晶理论上不可能发生。大量实验研究也表明，体心立方金属沿反孪生方向（如<110>拉伸）加载时仅仅发生位错滑移主导的塑性变形。这一现象被称为体心立方金属的孪晶-反孪晶不对称性。受该因素影响，体心立方金属呈现出若干反常的变形行为，如塑性变形的强烈取向依赖性。
近日，浙江大学材料科学与工程学院电镜中心的张泽院士、王江伟研究员团队与佐治亚理工学院的朱廷教授团队通力合作，通过先进的原位透射电镜纳米力学测试和理论模拟，首次在实验上观察到体心立方金属中的反孪晶现象，并从理论上阐释了反孪晶行为的发生机制。这一发现填补了学术界对反孪晶行为的认知空白，打破了学术界对体心立方金属塑性变形行为的固有认知，发展了经典的位错理论。研究成果以“Anti-twinning in Nanoscale Tungsten”发表在《Science Advances》，论文链接：https://advances.sciencemag.org/content/6/23/eaay2792
在前期工作中，研究团队发现了体心立方金属纳米线的塑性变形行为受取向、加载方式、孪晶界结构的显著影响，诱发位错、孪晶之间的动态竞争。如<112>的钨纳米线在轴向加载的过程中发生位错为主的塑性变形，而当加载方式变为弯曲后，塑性变形方式则转变为变形孪晶(Materials Research Letters 7, 210-216 (2019)); 与美国匹兹堡大学合作发现，包含大量台阶的倾斜孪晶界是不稳定的，可自发诱发退孪晶（Nature Communications 11, 2497 (2020)）. 上述工作充分表明，体心立方金属纳米线在高应力下的塑性变形涉及到不同变形机制的动态竞争，为反孪晶的发生提供了潜在可能。
本工作中，研究团队利用原位纳米力学测试技术对比分析了~20 nm的钨纳米线的塑性变形行为：沿[1̅10]方向压缩时（孪晶方向），变形孪晶发生，其首先由晶界处开始形核，并迅速贯穿整根纳米线（图1.C），与理论预测相符；沿[11̅0]方向拉伸时（反孪晶方向），普遍认为的位错滑移并未发生，相反，1/3(1̅12̅)[11̅1̅]反孪晶位错则被大量激活，其逐层滑移形成反孪晶（图1.D-F）。这种反孪晶行为在多种体心立方金属纳米线沿不同反孪晶方向进行加载时均可发生，充分表明反孪晶变形在微纳结构体心立方金属中的普遍性。然而，反孪晶形成后难以持续长大，且其在生长过程中会与其他位错发生激烈竞争，诱发退孪晶与剪切局部化（图2）。上述结果反映出反孪晶变形过程中存在着很高的晶格阻力和能量势垒。
图1. （A-B）[1̅10]轴向加载下的W纳米线中孪晶(压缩)与反孪晶(拉伸)的剪切变形。(C)[1̅10]压缩下，W纳米线(直径18nm)中1/6[1̅11] (112)孪生位错滑移导致的形变孪晶。(D-F) [1̅10]拉伸下，W纳米线(直径约16nm)剪切形变诱导形成反孪晶。（C-G）中标尺：5纳米。
图2. W双晶纳米线在[1̅10]拉伸中反孪晶的动态演化行为，包括晶界形核、长大、退孪晶以及位错滑移诱发的剪切局部化。(A-E)的标尺为5纳米；(C)中插图的标尺为1 nm。
为探究反孪晶发生的原因，研究团队针对性的设计了尺寸更大的W纳米线并沿相同的[11̅0]方向对其进行拉伸加载。通常情况下，伴随金属纳米线尺寸的增加，位错等缺陷的形核应力显著降低，从而影响变形孪晶的发生。类似的，本工作发现体心立方金属的反孪晶行为呈现出强烈的尺寸依赖性。尺寸较大（~45 nm）的钨纳米线沿反孪晶方向进行加载时，由于较低的应力水平，反孪生滑移不足以被激活，而常规的位错滑移则不断形核，成为塑性变形的主要载体（图3）。反孪晶滑移的强烈尺寸依赖性进一步表明，由于较高的晶格阻力，反孪晶变形过程中会发生反孪晶与位错的激烈竞争。
图3.直径~45 nm的W纳米线在[ 1̅10]拉伸中发生位错主导的塑性变形。(A-C)试样初始结构与取向。(D-K) 加载过程中1/2<111>{110}位错的动态演化，包括形核、扩展、湮灭等行为。图(A)和图(D-K)的标尺为20nm；图(C)的标尺为5nm。
为验证上述实验结果，研究人员利用分子动力学模拟和第一原理计算系统分析了钨纳米线发生反孪晶变形的原子尺度动力学机制，深入讨论了反孪晶形核、长大的动力学行为（图4），并从能量角度进一步阐释了反孪晶发生过程中{112}面上反孪晶位错、孪晶位错和{110}面位错滑移的竞争机制（图5），为反孪晶生长过程中发生退孪晶及位错诱导的局域剪切行为提供了合理的解释。
图4.[1̅10]拉伸下W纳米线反孪晶变形的分子动力学模拟。 (A)拉伸应力-应变曲线。(B-G)反孪晶在拉伸过程中的原子尺度演化行为。（H）1/3[11̅1̅] (1̅12)反孪晶位错的局部原子结构
图5. BCC金属W发生孪晶剪切和反孪晶剪切的能垒。
本工作表明，超高应力状态下反孪生与位错、孪生等塑性变形机制一样可被有效激活，从而作为体心立方金属纳米线塑性的重要来源。上述发现对利用非常规变形改善纳米材料/器件的力学行为提供了崭新的思路，并对极端环境纳米器件的开发具有重要意义。
该工作得到了国家自然科学基金委和美国NSF的资助。浙江大学航空航天学院王宏涛教授、上海大学王鹏博士、广东工业大学温敏儒博士和匹兹堡大学毛星原教授参与了本工作。
