張 奇，許曉嫦, ，胡 楠，李 良，雷 勇

(1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2.中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

大塊超細(xì)晶材料(UFG)晶粒的平均尺尺寸在0.1～1 μm之間，呈等軸狀均勻分布，且以大角度晶界為主。這些微觀組織特征決定其宏觀上表現(xiàn)出優(yōu)異的物理性能和力學(xué)性能[1?2]。因此，UFG 的制備方法一直以來(lái)都是材料領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。UFG的加工主要綜合兩條基本途徑：其一，以原子或納米微粒子為加工起點(diǎn)，將微觀粒子固化為宏觀大塊材料。如氣相沉積、高能器械球磨等加工技術(shù)。其二，以大塊材料為加工起點(diǎn)，依靠應(yīng)力和塑性變形來(lái)顯著細(xì)化顯微組織。如近年來(lái)成為材料領(lǐng)域研究熱點(diǎn)的強(qiáng)塑性變形(SPD)[3]。采用SPD技術(shù)制備UFG材料不僅能避免加工中出現(xiàn)殘留空隙或粉末雜質(zhì)污染，還可以克服傳統(tǒng)加工(如軋制、擠壓和鍛造)所導(dǎo)致金屬材料厚度及直徑尺寸減小的缺點(diǎn)。

研究比較多的 SPD方法有等徑角擠壓(ECAP)、高壓扭轉(zhuǎn)(HPT)[4?5]和多向鍛造(MAC/F)[6?7]等。國(guó)際上有關(guān)ECAP的文獻(xiàn)層出不窮，VALIEV等[8]研究小組綜合加工工藝(如模具參數(shù)、加工路線、變形量、加工溫度等)、加工材質(zhì)(單晶體和多晶體、純金屬和合金、單相和多相合金)和加工過程中微觀組織演變(晶粒細(xì)化、第二相回溶、大角度晶界的形成等)對(duì) SPD展開了全面、深入的理論研究。但是，對(duì)工藝簡(jiǎn)單、低成本的MAC加工研究甚少，尤其是在MAC細(xì)化組織方面。KUNDU等[9]利用MAC加工銅，表明MAC和ECAP有相似的變形特征，并證實(shí) MAC細(xì)化晶粒的可行性。LIU等[10]借助MAC加工研究強(qiáng)變形誘導(dǎo)鋁合金析出相低溫回溶現(xiàn)象。在綜合考慮室溫MAC加工困難、材料容易破壞和高溫變形亞晶容易長(zhǎng)大的前提下，本文作者觀察Al-4Cu合金分別在不同加工溫度下(低于100 ℃)經(jīng)MAC變形后的組織，進(jìn)而對(duì)比分析獲得最佳加工參數(shù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用的材料是 Al-4Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)合金，首先加工成10 mm×10 mm×15 mm長(zhǎng)方體試樣。于540 ℃鹽浴爐中固溶3 h后水淬，隨后采用190 ℃、16 h的時(shí)效工藝，獲得充分析出長(zhǎng)大的θ″析出相。采用自行設(shè)計(jì)內(nèi)腔尺寸為10 mm×10 mm×15 mm的擠壓模，按應(yīng)變軸 X→Y→Z→X進(jìn)行換方向壓縮，如圖1所示。每道次擠壓產(chǎn)生的等效應(yīng)變?chǔ)艦?.4。試樣分別在室溫(RT)、50、60、70和100 ℃下進(jìn)行多道次加工，每道次加工后進(jìn)行中間退火處理(在加工溫度下保溫10 min)，采用MOS2潤(rùn)滑劑減小擠壓過程中的摩擦阻力，最終將試樣加工至欲斷裂狀態(tài)。

所有樣品取與最后一次壓縮時(shí)軸向垂直中心面，厚度約 1 mm，進(jìn)行維氏硬度測(cè)試和透射電鏡觀察。采用HV?10維氏硬度計(jì)測(cè)定合金硬度；每個(gè)狀態(tài)取兩個(gè)硬度試樣，每個(gè)試樣在表面和中心附近分別測(cè)試 5個(gè)點(diǎn)，取平均值。透射電鏡試樣經(jīng)機(jī)械雙面減薄到80 μm以下，再在MTP?1電解雙噴儀上進(jìn)行減薄，電解液為 30%HNO3+70%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))，電解液溫度控制在?25 ℃左右。采用Philips TECNAI?G2透射電鏡(TEM)觀察不同加工狀態(tài)試樣的組織結(jié)構(gòu)，加速電壓為200 kV。

2 結(jié)果與分析

2.1 加工狀態(tài)與硬度測(cè)試

在不同溫度下加工試樣至欲斷裂狀態(tài)，分別測(cè)定其表面和心部的硬度，結(jié)果如表1所列。

MAC加工溫度低于50 ℃基本不影響試樣的最大累積應(yīng)變量；60 ℃是提高累積應(yīng)變量的溫度轉(zhuǎn)變點(diǎn)，隨后加工道次隨加工溫度的進(jìn)一步提高而提高。分析

圖1 MAC變形示意圖Fig.1 Schematic diagram of MAC deformation

表1 Al-4Cu合金在不同溫度下MAC加工的最大累積應(yīng)變量與對(duì)應(yīng)硬度Table 1 Maximum strain accumulation and corresponding hardness of Al-Cu alloy processed by MAC at various temperatures

不同加工溫度下試樣表面與心部硬度差值的變化：室溫加工態(tài)試樣的表面和心部硬度相差約17 HV；在50 ℃以上進(jìn)行加工，試樣表面和心部硬度相差都很小，約4 HV。分析比較不同加工狀態(tài)試樣的心部硬度：由于50 ℃對(duì)最大累積應(yīng)變量的影響很小，因此，50 ℃和室溫加工的硬度變化不大；60 ℃加工態(tài)較室溫態(tài)幾乎降低15 HV；隨著溫度進(jìn)一步提高，硬度繼續(xù)下降，試樣在100 ℃加工62道次后，硬度出現(xiàn)劇變，接近未變形時(shí)效態(tài)的(99.7 HV)。

2.2 透射電鏡觀察

下面通過透射電鏡(TEM)觀察試樣在各加工狀態(tài)下的組織，進(jìn)而深入分析溫度參數(shù)對(duì)加工道次和硬度的影響規(guī)律。

試樣經(jīng)室溫MAC變形15道次后表面和心部的組織狀態(tài)分別如圖2(a)、(b)和(c)所示。觀察表明表面組織仍呈現(xiàn)位錯(cuò)纏結(jié)態(tài)，并且還存在少量未溶解的針狀θ″相。然而，心部組織中能看到平行的帶狀亞晶，選區(qū)衍射斑點(diǎn)(SADP)圖(見圖2(d))表明這些亞晶間的取向差很小，以小角度晶界為主，并且析出相完全溶解。組織的差別反映了心部變形程度明顯大于表面區(qū)域，在硬度上體現(xiàn)為高出表面17 HV(見表1)。圖2(c)所示為心部組織的高倍透射電鏡照片，低位錯(cuò)密度區(qū)域胞壁鋒銳化已形成亞晶，亞晶尺寸范圍分布廣(寬為0.1～0.3 um，長(zhǎng)為0.2～0.5 um)，以拉長(zhǎng)狀為主，含少量等軸狀?？傊覝豈AC加工獲得的組織在宏觀和微觀層面上都表現(xiàn)出極其不均勻，因此，通過提高加工溫度來(lái)獲得更高加工道次成為解決問題的必要方法。

圖2 室溫加工15道次后試樣的TEM像Fig.2 TEM images of samples after MAC deformation by 15 passes at ambient temperature∶ (a)Surface; (b), (c)Core; (d)SADP

相比室溫加工的組織，試樣經(jīng)60 ℃加工35道次和70 ℃加工50道次后的組織觀察(如圖3所示的低倍TEM 照片)表明，隨著變形溫度和加工道次的提高，表面和心部組織趨于均勻(如圖3(a)和(b)所示)，在硬度檢測(cè)上體現(xiàn)為表面和心部硬度相差很小，約 4 HV(見表1)；拉長(zhǎng)晶粒基本轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶；并且有顆粒狀第二相在晶界和位錯(cuò)密度高的地方再析出。

圖4 60 ℃加工35道次和70 ℃加工50道次后的高倍TEM像及SADP譜Fig.4 High magnification TEM images and SADP patterns of samples after MAC deformation by 35 passes at 60 ℃ and 50 passes at 70 ℃∶ (a)Core, 60 ℃; (b)Core, 70 ℃; (c)SADP, 60 ℃; (d)SADP, 70 ℃

圖4(a)和(c)所示分別為對(duì)應(yīng)60 ℃和70 ℃加工高倍組織照片，對(duì)比分析其組織區(qū)別主要體現(xiàn)在60 ℃加工態(tài)試樣的亞晶尺寸約為0.1 μm，再析出少量顆粒狀第二相；而70 ℃加工態(tài)試樣的亞晶尺寸約為0.2 μm，同時(shí)析出更多明顯粗化的第二相。圖4(b)和(d)所示分別為60 ℃和70 ℃加工態(tài)試樣的SADP譜。與室溫加工態(tài)相比(見圖2(d))，60 ℃和70 ℃加工態(tài)SADP成環(huán)連續(xù)性更高說明隨著加工道次的提高微觀組織細(xì)化均勻。并且圖4(c)和(d)表明了相對(duì) 70 ℃加工態(tài)(20°)而言，60 ℃加工態(tài)(23°和31°)試樣中亞晶間的取向差更大，因此，具有更高的大角度晶界分?jǐn)?shù)。

圖5所示為試樣經(jīng)100 ℃加工62道次后的TEM像。與60 ℃加工態(tài)相比晶粒明顯粗化，約0.5 μm；再析出第二相進(jìn)一步粗化、量化。這些組織特征導(dǎo)致硬度出現(xiàn)迅速降低，接近未變形時(shí)效態(tài)見硬度測(cè)試結(jié)果。

為了了解粗晶形成過程，分別觀察了100 ℃加工15道次和35道次的組織，如圖6所示。分別在100 ℃和室溫下加工 15道次所獲得組織都表現(xiàn)出不均勻性(見圖1(b)和圖6(a))。分別在100 ℃和60 ℃下加工35道次的組織(見圖3(b)和圖6(b))都具有相似演變，即帶狀亞晶等軸化，組織分布均勻化。然而，在100 ℃加工過程中形成的細(xì)小亞晶不穩(wěn)定，出現(xiàn)合并長(zhǎng)大傾向(如圖6(c)所示)，因此，相對(duì)60 ℃加工態(tài)，100 ℃加工相同道次形成的亞晶粗化。

圖5 100 ℃加工62道次后的TEM像Fig.5 TEM images of samples after MAC deformation by 60 passes at 100 ℃

3 討論

在一定的變形速率下，通過控制MAC加工溫度和變形道次來(lái)獲得理想組織狀態(tài)(等軸狀、均勻分布的細(xì)小亞晶，并且具有一定大角度晶界百分比)是本研究的重點(diǎn)。下面結(jié)合 MAC變形方式的特征、SPD晶粒細(xì)化的機(jī)理和不同加工狀態(tài)試樣的組織分析MAC加工主要解決的問題，進(jìn)而確定最佳加工參數(shù)。

經(jīng)形變的材料在任何溫度下都有自發(fā)回復(fù)到穩(wěn)定狀態(tài)的傾向，只是過程的速率不同而已。表1表明了加工溫度提高到60 ℃以上能顯著提高材料回復(fù)速率，從而獲得更大的累積應(yīng)變量?；貜?fù)能力的提高有兩方面的作用：其一是由于鋁的層錯(cuò)能比較高，位錯(cuò)易通過交滑移和攀移進(jìn)行對(duì)消和重新排列，而外加應(yīng)力的驅(qū)動(dòng)和熱激活加快了這一過程的進(jìn)行[11]；如圖4和6所示，在60 ℃以上加工時(shí)，由于變形能和溫度的驅(qū)動(dòng)，在高密度位錯(cuò)和晶界處析出顆粒狀第二相，能減少母相內(nèi)的應(yīng)變能，降低自由能，使材料趨于穩(wěn)定化[12]。亞晶長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)壓力p=αγs/R，其中γs是亞晶界能，R是亞晶的曲率半徑，所以亞晶長(zhǎng)大的速率是亞晶間取向差的函數(shù)[11]。MAC加工獲得的細(xì)晶組織大部分是小角度界面，因此，在一定溫度作用下亞晶能通過位錯(cuò)攀移和交滑移進(jìn)行合并。經(jīng)60 和70 ℃加工態(tài)試樣的亞晶尺寸都比較穩(wěn)定(60 ℃加工態(tài)亞晶尺寸約 100 nm；70 ℃加工態(tài)亞晶尺寸約200 nm)，說明在溫度還比較低的情況下，位錯(cuò)攀移和交滑速率還很慢，位錯(cuò)對(duì)消和重排對(duì)提高回復(fù)能力的影響比較?。欢藭r(shí)第二相的再析出軟化對(duì)提高60和70 ℃加工過程中的回復(fù)能力就起到很大的作用。然而，MAC加工過程中行成的細(xì)小亞晶在100 ℃環(huán)境下表現(xiàn)出不穩(wěn)定性，出現(xiàn)合并長(zhǎng)大現(xiàn)象(見圖6(c))，增加擠壓道次有利于高角度晶界的形成[3]。但是70 ℃加工態(tài)下道次的提高(比60℃加工態(tài)高出15次)是建立在材料回復(fù)能力明顯增強(qiáng)的前提下，因此，70 ℃加工過程中形成位錯(cuò)更容易通過交滑移和攀移進(jìn)行對(duì)消，反而不利于高角度晶界的形成。如圖4(b)和(d)表明，60 ℃加工態(tài)比70 ℃加工態(tài)具有更高的大角度晶界比例。

綜合考慮材料回復(fù)能力提高、組織在加工過程中的穩(wěn)定性以及大角度晶界的控制，MAC加工溫度參數(shù)基本確定為60 ℃。

觀察室溫和100 ℃加工15道次后所獲得的組織(如圖2和圖6(a)所示)，表明MAC低道次加工所獲得的組織很不均勻，主要表現(xiàn)在亞晶尺寸范圍分布廣，呈帶狀。這種組織的不均勻性與強(qiáng)變形晶粒細(xì)化機(jī)理和MAC變形方式特點(diǎn)密切相關(guān)。

材料加工過程隨著應(yīng)變量的增加可分為兩個(gè)不同階段。在低于某一應(yīng)變值下，進(jìn)行穩(wěn)定連續(xù)流變(這一臨界應(yīng)變值根據(jù)加工狀態(tài)而定，在 1.0～4.0范圍內(nèi)變化[13])，對(duì)應(yīng)組織結(jié)構(gòu)的演變可用位錯(cuò)反應(yīng)機(jī)制來(lái)解釋，見文獻(xiàn)[14]。在中等應(yīng)變量時(shí)，隨著剪切帶的形成，局部集中流變?nèi)〈€(wěn)定塑性流變。圖7所示為SEGAL建立的微觀局部流變模型。剪切帶a?a和b?b的形成將材料元分割成4個(gè)小單元?；葡翟诩羟袔?nèi)激活，并終止于剪切帶與基體邊緣。因此，塑性變形主要集中在剪切帶內(nèi)，而其他4個(gè)區(qū)域則做剛性平動(dòng)。

圖7 局部剪切變形的示意圖[13]Fig.7 Schematic diagram of micro-localized flow[13]

LANGDON[3]認(rèn)為強(qiáng)變形獲得的超細(xì)晶是不同剪切帶交叉相遇后發(fā)生反應(yīng)造成晶粒組織破碎的結(jié)果，并定義帶寬δ為晶粒細(xì)化的極限。HARREN等[15]研究平面應(yīng)變壓縮過程中剪切帶的形成，表明剪切帶是由許多均勻分布剪切層組成，層的寬度在0.1 μm左右。這些研究結(jié)果能很好地解釋本實(shí)驗(yàn)中的現(xiàn)象：MAC加工 15道次后，形成了許多平行的帶狀組織，如圖1(b)，帶寬在0.1 μm左右；而60 ℃時(shí)加工晶粒細(xì)化的極限也為0.1 μm。這對(duì)LANGDON[3]定義帶寬δ為晶粒細(xì)化的極限也做出了有力的證實(shí)。

圖8 MAC變形平面模式Fig.8 Plane patterns of MAC deformation∶ (a)Original position; (b)Middle position; (c)Final position

試樣在加工過程中的變形模式如圖8所示。由于摩擦力的作用，試樣表面區(qū)域成為難變形的剛性區(qū)(陰影部分)，變形程度明顯低于心部。這種變形的不均勻?qū)е陆M織分布不均勻，如圖2(a)和(b)所示。MAC加工15道次后微觀組織分布也很不均勻(見圖2(c)和圖6(a))，這主要與MAC變形方式的不均勻性和非穩(wěn)定性相關(guān)：在初始階段，剛性區(qū)外的試樣沿 aa?bb、a′a′?b′b′等滑移線做簡(jiǎn)單剪切變形，該過程持續(xù)的時(shí)間很短試樣便處于圖8(b)位置，此時(shí)試樣只沿著圖中兩個(gè)剪切帶變形；隨著變形的繼續(xù)，剛性區(qū)進(jìn)一步擴(kuò)大，試樣最終處于(c)位置，沿著 AOA′和 BOB′滑移線變形方式為簡(jiǎn)單剪切，而沿著O′OO′軸則變?yōu)榧兗羟?。HARREN等[15]的研究表明在多晶體材料中，剪切帶的形成與晶粒取向之間存在擇優(yōu)性；首先是在某些晶粒內(nèi)形成，隨著應(yīng)變量的增大才逐漸貫穿整個(gè)材料。因此，這種低道次加工組織不均性與剪切帶相互作用細(xì)化組織機(jī)理也存在本質(zhì)的關(guān)系。可以通過提高加工道次來(lái)改善這種不均勻分布的組織狀態(tài)，如 60 ℃加工35道次后的表面和心部組織趨于均勻化(見圖3(a)和(b))；微觀組織（見圖4(a)和6(b)）表明：帶狀非均勻組織經(jīng)MAC加工35道次后基本演變成等軸、均勻分布亞晶組織。

4 結(jié)論

1)100 ℃加工過程中形成的細(xì)晶組織不穩(wěn)定，出現(xiàn)亞晶合并長(zhǎng)大現(xiàn)象；低道次加工獲得的組織分布很不均勻，因此，MAC低溫加工過程中主要解決的問題是細(xì)晶組織的均勻化和穩(wěn)定化。

2)MAC低道次加工組織分布不均勻主要與MAC變形方式的不均勻和非穩(wěn)定性以及強(qiáng)變形組織細(xì)化機(jī)理(剪切帶相互作用)密切相關(guān)。

3)Al-4Cu合金經(jīng)60 ℃MAC加工35道次后的組織最佳：亞晶尺寸約100 nm，呈等軸狀均勻分布，相對(duì)而言具有更高的大角度晶界分布比例。

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