研究背景在廣泛的條件下（溫度、壓力、應變速率等），金屬和合金的永久性或塑性變形是通過位錯實現的，這些線性缺陷的存在和移動決定了晶體材料的力學行為。金屬通常以多晶形式存在，其中每個晶體區域或晶粒由晶界分隔，而晶界是位錯運動的已知障礙。霍爾-佩奇關係描述了金屬屈服強度隨晶粒尺寸減小而增加的現象，其理論基礎是位錯在逐漸受限的體積中堆積於晶界處。當這一經驗定律在奈米晶粒尺寸下達到極限時（此時晶粒內部通常沒有位錯），塑性閾值會飽和或下降。這種轉變通常歸因於由晶界本身驅動的塑性變形過程。剪下-遷移耦合被認為是這些過程中最有效的機制，但儘管研究活動密集，對於遷移晶界可能產生的剪下量仍缺乏量化共識。迄今為止，關於中小晶粒晶體在低溫和中溫下變形的兩個未解問題涉及控制機制：是否存在一種主導機制？如果這種機制是SCGBM，如何量化它？研究問題本文通過實驗證明，在小晶粒多晶體中，這種剪下不依賴於晶界取向差，且其效率保持較低水平。這些發現支援了關於晶界的新概念：晶界不應被視為攜帶固有"耦合因子"的晶體缺陷（類似於位錯的伯格斯向量），而應被視為包含特殊缺陷（即錯連）的特定晶格結構，這些缺陷將反過來決定晶界的性能（至少是力學性能）。研究結果還證實，多晶體可以在沒有位錯的情況下發生塑性變形，但效率較低，這為解釋奈米晶金屬在低溫和室溫下延展性差的現象提供了潛在路徑。圖1| 晶體取向圖疊加在預裂紋超細晶鋁薄片的明場透射電鏡顯微圖像上要點：1.為在更易發生的位錯活動之外分離出晶界機制，有兩種選擇：觀察極細晶粒（但難以表徵大量晶界並確定主導機制），或消除晶內位錯並在中等溫度下研究稍大晶粒。本文選擇後者，對超細晶（晶粒尺寸小於1微米）鋁在約210-230℃進行測試。圖1展示了準備進行拉伸測試的透射電鏡樣品初始狀態：樣品在220℃退火消除晶內位錯後，於25℃預製了垂直於拉伸軸的裂紋。裂紋前端的自動晶體學取向成像結果疊加在明場透射電鏡圖像上。通過在該點集中應力，本文最大程度提高了觀測已知取向單晶界遷移及其耦合效應的可能性。圖2|在220℃原位透射電鏡拉伸實驗中，測量與晶界遷移相關的塑性應變要點：1.在成功的原位透射電鏡實驗中（觀察到應力作用下的晶界遷移且無位錯活動參與），本文通過數字圖像相關技術對15次晶界遷移導致可觀測剪下應變的情況進行了量化分析。剪下耦合晶界遷移通常採用β因子進行評估，該因子即剪下位移量與遷移距離的比值，亦即剪下應變。如圖2所示，面內應變的測量是通過參照固定點（大白色矩形），在遷移前後監測表面標記點（小白色方框內追蹤點）實現的。在此特定案例中，遷移距離m為90奈米，面內應變大致平行於晶界慣習面（符合預期），平均幅度為2.5奈米。由此得出該大角度晶界（取向差28°）的β值為2.8%。2.除測量β因子外，這些實驗還顯示可能發生晶粒旋轉（此時平均β因子無意義，因為應變方向圍繞中心點變化），但這種現象遠少於剪下耦合晶界遷移（約佔觀測到晶界遷移案例的5%，詳見補充資訊）。另一有趣現像是：單個晶界遷移過程中β值常發生變化。實際上晶界遷移很少連續進行，可能在恢復運動前出現暫停。即使慣習面保持不變（如圖2所示），β值也可能出現顯著波動，從近乎零到百分之幾不等。這裡討論的是同一遷移晶界——即在運動過程中保持取向差不變的晶界（本文報告的所有案例均如此）。當晶粒消失時情況則不同，這已超出本文追蹤方法的極限範圍。所有通過原位透射電鏡測量的耦合因子（紅點）與原子力顯微鏡測量結果（藍點）均彙總展示於圖4中。圖3| 塊體Al3%Mg超細晶樣品在250℃、4 MPa條件下壓縮35分鐘後，因晶界遷移而改變的表面形貌要點：1.由於剪下耦合晶界遷移（SCGBM）可能在三維空間產生塑性應變，而原位透射電鏡薄片拉伸僅能揭示其面內份量，本文還監測了塊體形式壓縮下同種材料的表面外行為。圖3a展示了SCGBM對初始鏡面拋光Al3%Mg合金塊（尺寸6×3×3 mm³）在低應力（4 MPa）、250℃條件下壓縮35分鐘後的表面影響。通過反覆試驗，本文確定了這些最佳條件，既能觸發足夠的晶界遷移以進行量化，又不會破壞初始晶粒結構。由此能夠追蹤單個晶界，並通過掃描電鏡中的電子背散射衍射（EBSD）在實驗前後監測其取向差。2.蠕變前的取向圖採集自鏡面拋光表面，蠕變後的取向圖疊加展示於圖3b中。根據蠕變前後的取向圖，可獲得所有晶界的遷移分佈圖（圖3d），其中發生遷移的區域呈灰色，未遷移區域呈黑色。圖3e示意了遷移的基本過程：黑色區域主要位於膨脹和收縮晶粒的中心。從該分佈圖可推導遷移距離。正如透射電鏡觀察所示，遷移晶界的慣習面可能在運動過程中發生變化（例如由於與三叉晶界相互作用），因此需要為每個晶界定義平均遷移距離m。為獲得與這些遷移相關的耦合因子，還需測量每個晶界運動伴隨的剪下量。由於伴隨的剪下位移s主要產生於表面（圖3f），本文通過原子力顯微鏡（AFM）進行測量，並將其與圖3d的遷移分佈圖關聯（見圖3f）。每個移動晶界的耦合因子β通過剪下位移s除以對應遷移距離m計算得出。圖3f頂部展示了跨越三個晶粒的典型AFM剖面及其對應遷移的示例。圖4| 通過原位透射電鏡和原子力顯微鏡測量的遷移晶界耦合因子β要點：1.與必須依賴單晶界遷移、在良好成像條件下視訊捕捉且視野有限的原位透射電鏡測量相比，原子力顯微鏡方法顯然能獲得更大量的β統計資料。但兩種方法得出了相同的關鍵結論：首先，耦合因子不依賴於晶界取向。本文在透射電鏡實驗中甚至觀察到同一晶界能產生不同應變，從而具有變化的耦合因子，這與近期模擬研究指出的"β並非晶界本征屬性"的結論一致。這一結果與將晶界視為完美位錯陣列、認為耦合因子直接取決於晶界取向差的理論截然不同。該理論預測的β模量在圖4a、b中以藍綠色實心圓盤表示。需注意的是，由於鋁晶體的立方對稱性，本文的測量中未發現超過62.8°的取向差，這與麥肯齊分佈規律相符。從圖4可直接推匯出的第二個結論是：無論遷移晶界及其取向差如何，耦合因子始終保持在較低水平。雖然完美位錯模型僅考慮傾轉晶界，但即使僅考慮遷移晶界的傾轉份量，所得β值仍然極低。根據本文直接的透射電鏡測量，其平均值約為0.03；若僅考慮晶界在應變方向投影的傾轉部分，平均值約為0.08。總結與展望總體而言，這些發現可能迫使我們重新思考晶界的本質特性。本文所揭示的現像其實可以直接從金屬與合金的位錯基塑性理論中推導得出：除彈性性能外，所有其他力學性能（強度、延展性等）都直接源於材料缺陷的特性，而非其晶格結構（完美晶體）本身。正如近期關於晶界遷移率的研究所證實——特別是在擴散受限的相對低溫條件下，晶界的力學性能應取決於其內部缺陷（即錯連），而非宏觀特徵（慣習面、取向差）或結構（雙色圖案），儘管現有缺陷確實依賴於這種晶格結構。這要求對實際晶界轉變認知視角：迄今為止，晶界常被視為多晶顯微組織中的缺陷。而本文的研究推論表明，晶界並非基礎缺陷，而是承載著更基礎缺陷的載體，正是這些基礎缺陷主導著晶界的動態特性。 (材料學網)

記者從清華大學獲悉，該校深圳國際研究生院（清華SIGS）韓三陽副教授團隊聯合黑龍江大學、新加坡國立大學的最新研究成果，以「捕獲電生激子實現可調諧的稀土奈米晶電致發光」為題線上發表於《自然》期刊，為稀土材料在現代光電技術中的稀土奈米晶化應用掃清了關鍵障礙。據瞭解，稀土奈米晶（鑭系摻雜奈米晶）因發光顏色可調、譜線窄、穩定性高等優勢，被視為電致發光領域「潛力股」。但該材料的絕緣特性導致電流無法直接注入，使其長期難以應用於LED、OLED等現代化直流電致發光裝置。共同通訊作者韓三陽（右）與學生、共同一作張鵬。圖片來源：清華大學針對這項核心瓶頸，聯合團隊創新性提出有機—無機雜化策略，透過表面修飾為稀土奈米晶穿上「能量轉換外衣」。此有機分子介面可精確調控能階結構，將激子能量高效傳遞給稀土離子發光體，成功解決了電致發光中激子產生、輸運和注入的關鍵難題，實現高色純度、光譜可調的高效電致發光。 （環球時報）

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