劉敬勇，盧 磊，鐘政燁

(西南交通大學(xué) 材料先進(jìn)技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610031)

孿晶界(twin boundary，TB)作為一種特殊的大角度晶界(high angle grain boundary，HAGB)，對(duì)材料的強(qiáng)度、塑性、韌性以及導(dǎo)電性等有顯著的影響[1-2]。根據(jù)孿晶的形成方式，可將其分為形變孿晶、退火孿晶以及生長(zhǎng)孿晶，這三種孿晶形成的難易均和材料的層錯(cuò)能相關(guān)。在Cu和Fe這類中低層錯(cuò)能金屬中，通過大塑性變形、電解沉積以及退火等工藝可形成孿晶[3]。然而，在高層錯(cuò)能金屬中，由于拖拽不全位錯(cuò)和先導(dǎo)不全位錯(cuò)的復(fù)合，使得層錯(cuò)恢復(fù)到正常的原子堆垛順序[4]，孿晶的形成較難。

鋁的層錯(cuò)能約為172 mJ·m-2[5]，是一種典型的高層錯(cuò)能金屬。Han等[6]通過等徑通道擠壓在單晶鋁中觀察到少量原子級(jí)別厚度的形變孿晶和層錯(cuò)。對(duì)于鋁合金而言，其他元素的加入有效地降低了層錯(cuò)能，在低應(yīng)變率下就能夠形成少量的形變孿晶[7]。但是高純鋁僅在某些極限條件下，如裂紋尖端、低溫以及高應(yīng)變率[8]下才能形成納米尺寸的形變孿晶。Zhao等[9]通過動(dòng)態(tài)等徑角擠壓(dynamic equal channel angular pressing, D-ECAP)，即同時(shí)實(shí)現(xiàn)高應(yīng)變率和大剪切變形(應(yīng)變率約為106s-1，剪應(yīng)變約為2)，在單晶鋁中制備出了尺寸達(dá)到百微米級(jí)別的形變孿晶。Han等[10]認(rèn)為，當(dāng)晶粒尺寸大于一定值時(shí)，形成孿晶的臨界剪切應(yīng)力主要取決于層錯(cuò)能以及取向，但粗晶鋁中百微米級(jí)別形變孿晶的形成仍然較困難。

傳統(tǒng)的ECAP變形工藝應(yīng)變率較低，擠壓過程中溫度變化不明顯，如Yamaguchi等[11]發(fā)現(xiàn)當(dāng)擠壓速率從0.18 mm·s-1提高至18 mm·s-1時(shí)，高純鋁試樣內(nèi)部的溫度由11 ℃上升至40 ℃。Kapoor等[12]發(fā)現(xiàn)在高應(yīng)變率(3×103s-1)絕熱變形下，6061鋁合金中的變形功完全轉(zhuǎn)化為熱時(shí)，內(nèi)部溫度上升幅度達(dá)到70 ℃。而D-ECAP擠壓的速率能夠達(dá)到數(shù)百米每秒，應(yīng)變率可達(dá)到106s-1[9]，溫度上升幅度理論上更大，使得材料塑性變形能力提高且能夠開啟不同類型的滑移系[13]。此外，溫度還會(huì)促使材料在塑性變形過程中發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。純銅在大塑性變形過程中，內(nèi)部的溫升會(huì)導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而產(chǎn)生退火孿晶[14]。粗晶鋁在D-ECAP擠壓過程中能否形成退火孿晶，以及高應(yīng)變率大剪切變形如何影響退火孿晶的形成，至今鮮有報(bào)道。

本研究采用D-ECAP高應(yīng)變率和大剪切變形的優(yōu)點(diǎn)，在高純粗晶鋁中同時(shí)制備出了形變孿晶以及退火孿晶，利用EBSD表征手段對(duì)比了兩種孿晶之間的差異，分析了D-ECAP過程中形變孿晶和退火孿晶產(chǎn)生的可能方式。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為高純鋁(99.999%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))鑄錠，晶粒尺寸在1 mm左右，將鑄錠按照D-ECAP模具尺寸切割成10 mm×10 mm×30 mm的塊狀試樣。為了減小樣品在擠壓過程中與內(nèi)壁的摩擦力，在試樣表面涂抹一層MoS2后放入外角ψ為37°、內(nèi)角Φ為90°的D-ECAP模具中擠壓一道次，其等效應(yīng)變約為1。圖1為D-ECAP實(shí)驗(yàn)裝置示意圖，在炮筒中，壓縮氦氣瞬間從左側(cè)釋放推動(dòng)鋁彈托向右運(yùn)動(dòng)。為降低鋁彈托與壓桿撞擊過程中的能量損失，在其前端粘一個(gè)厚度為4 mm的不銹鋼飛片。當(dāng)鋁彈托攜帶不銹鋼飛片向右飛行至激光遮斷測(cè)速系統(tǒng)時(shí)，系統(tǒng)測(cè)得彈托的飛行速率約為235 m·s-1，應(yīng)變率約在105～106s-1之間。當(dāng)飛片撞擊到預(yù)先放置在D-ECAP模具中的壓桿時(shí)，動(dòng)能傳遞給壓桿，從而推動(dòng)高純鋁試樣完成瞬時(shí)的等徑角擠壓。如圖1所示，試樣插入方向用ID表示，擠出方向用ED表示，垂直于紙面向外用TD表示。限于D-ECAP實(shí)驗(yàn)裝置的結(jié)構(gòu)，無法測(cè)試擠壓過程中試樣具體的溫度變化。

1-gun barrel; 2-O-ring; 3-aluminum sabot; 4-flyer plate; 5-optical beam block system; 6-driving rod; 7-sample; 8-D-ECAP die; 9-target chamber

為減輕擠壓過程中摩擦力、不同位置變形速率以及受力狀態(tài)的影響，本實(shí)驗(yàn)僅取D-ECAP擠壓后高純鋁試樣中心厚度處ID-ED面心部6 mm×10 mm的矩形區(qū)域進(jìn)行EBSD表征。依次將擠壓后試樣經(jīng)400#,800#,1200#,1600#和2000#砂紙打磨，SiO2懸濁液機(jī)械拋光和電解拋光(電解拋光消除制樣過程中引入的殘余應(yīng)力和微小劃痕)。電解拋光液由90 mL無水乙醇，5 mL高氯酸和5 mL去離子水組成。將經(jīng)過電解拋光后的試樣放入無水乙醇中進(jìn)行超聲清洗后，再放入配置了牛津EBSD探頭的FEI Quanta 250掃描電子顯微鏡中進(jìn)行EBSD表征，表征結(jié)果用HKL Channel 5軟件分析，原始標(biāo)定率在90%以上。將取向差大于15°的晶界定義為大角度晶界，形變孿晶界的標(biāo)定采用Brandon準(zhǔn)則[15]，即偏離60°〈111〉 8.6°以內(nèi)的為∑3孿晶界。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 形變孿晶

圖2給出了經(jīng)過D-ECAP擠壓一道次后高純鋁中形變孿晶的EBSD表征結(jié)果，可以看出原始鑄錠晶粒的晶界得到了保留，從下端晶界處產(chǎn)生了一簇取向相近的透鏡狀晶粒。圖2(a)中的插圖為矩形方框內(nèi)所對(duì)應(yīng)的{111}極圖，可以看出綠色與紫色晶粒滿足孿晶關(guān)系。孿晶的片層厚度、長(zhǎng)軸尺寸分別在15～230 μm和50～850 μm之間變化。這是因?yàn)镈-ECAP變形不均勻，不同位置受到的剪切力不同而造成的，類似Lou等[16]發(fā)現(xiàn)鎂合金中形變孿晶的片層厚度隨著應(yīng)變量的增加而減小。圖2(b)為該區(qū)域Kernel平均取向差(Kernel average misorientation, KAM)分布圖。KAM通過計(jì)算晶粒內(nèi)部相鄰的掃描點(diǎn)之間的平均取向差，從而定性反映塑性變形的程度，KAM值越大的地方其塑性變形程度越高，而對(duì)于缺陷密度較低的再結(jié)晶晶粒而言，其KAM值往往較低[17]。圖2(b)表明整個(gè)區(qū)域經(jīng)歷了較大的塑性變形，但孿晶的KAM值大于周圍基體，即孿晶相對(duì)于基體發(fā)生了更大的塑性變形。值得注意的是，基體接近孿晶尖端處的KAM值大于周圍，這可能是孿晶界作為位錯(cuò)源在變形過程中不斷產(chǎn)生位錯(cuò)射向基體，使得靠近孿晶尖端處的應(yīng)變更大[9]。圖2(a)中劃線處的取向差變化如圖2(c)所示，可以看出孿晶界兩端的取向差接近于60°，部分孿晶界會(huì)偏離60°約5°左右，表明孿晶形成后經(jīng)歷了較大的塑性變形，使得孿晶偏離了標(biāo)準(zhǔn)的孿晶取向[9]。

圖2 D-ECAP變形后高純鋁中形變孿晶EBSD表征結(jié)果

2.2 退火孿晶

粗晶鋁經(jīng)過D-ECAP擠壓一道次后，退火孿晶微觀結(jié)構(gòu)的EBSD結(jié)果如圖3所示。由圖3(a)中的插圖{111}極圖可知，紫色與淺綠色部分互為孿晶關(guān)系，退火孿晶界較為平直，這與圖2(a)中透鏡狀的孿晶不同。由圖3(b)可知，整個(gè)區(qū)域由KAM值較高的變形部分和KAM值較低的再結(jié)晶部分構(gòu)成，變形部分KAM值較分散表明D-ECAP變形不均勻，再結(jié)晶部分KAM值很低，這與相關(guān)文獻(xiàn)利用KAM值判斷再結(jié)晶晶粒的結(jié)論是一致的[18]。由此可知，圖3中孿晶界兩端的晶粒均為再結(jié)晶晶粒，與圖2(c)中形變孿晶存在較大區(qū)別。此外，圖3(b)中的孿晶界(紅線)是以偏離∑3 60°〈111〉 2°以內(nèi)標(biāo)定，這也符合退火孿晶的特點(diǎn)。類似的情況在D-ECAP變形后高純鋁中退火孿晶EBSD表征結(jié)果(圖4)中也存在。圖4(a)中的插圖為中部區(qū)域?qū)?yīng)的{111}極圖，該區(qū)域存在兩種孿晶關(guān)系的退火孿晶，即黃色與淺綠色部分互為孿晶關(guān)系，淺綠色與箭頭所指的青色晶?；閷\晶關(guān)系。結(jié)合圖4(d)可知，退火孿晶界形態(tài)較為不規(guī)則(紅線表示孿晶界)，這是由于不均勻變形導(dǎo)致局部?jī)?chǔ)存能存在差異，退火孿晶在后續(xù)的長(zhǎng)大過程中朝著儲(chǔ)存能高的地方生長(zhǎng)[19]。圖4(a)劃線處的孿晶界取向差如圖4(b)所示，退火孿晶界的取向差等于60°。圖4(c)表明整個(gè)區(qū)域基本上發(fā)生了再結(jié)晶，其KAM值接近于0°。

圖3 D-ECAP變形后高純鋁中退火孿晶微觀結(jié)構(gòu)的EBSD表征結(jié)果

圖4 D-ECAP變形后高純鋁中退火孿晶EBSD表征結(jié)果

3 分析討論

多晶鋁中當(dāng)晶粒尺寸小于15 nm時(shí)，位錯(cuò)形成的臨界應(yīng)力高于形變孿晶，因此形變孿晶容易形成[20]。當(dāng)晶粒尺寸逐漸增大時(shí)，形變孿晶形成的臨界剪切應(yīng)力大于位錯(cuò)滑移，變形以位錯(cuò)滑移的方式進(jìn)行，此時(shí)多晶鋁中的形變孿晶較難形成[10]。但D-ECAP是一種結(jié)合高應(yīng)變率和大剪切變形的加載方式，其局部剪切應(yīng)力能夠達(dá)到1.5 GPa，大于粗晶鋁中孿晶形成所需的臨界剪切應(yīng)力(≈1 GPa)[9-10]，并且高應(yīng)變率變形條件下，位錯(cuò)的纏結(jié)會(huì)抑制位錯(cuò)進(jìn)一步的運(yùn)動(dòng)[21]，且大的剪切變形在極短的時(shí)間內(nèi)完成。在這種情況下，高應(yīng)變率下的大剪切變形需要額外的變形機(jī)制去協(xié)調(diào)變形，導(dǎo)致高層錯(cuò)能金屬鋁中出現(xiàn)形變孿晶。因此，當(dāng)粗晶鋁經(jīng)過D-ECAP轉(zhuǎn)角處時(shí)，某些取向的晶粒受到的剪切應(yīng)力大于孿晶形成所需的臨界剪切應(yīng)力。大剪切力將推動(dòng)相鄰的{111}面不斷釋放Shockley不全位錯(cuò)從而形成形變孿晶[22]。

研究發(fā)現(xiàn)鋁在靜態(tài)再結(jié)晶過程中僅形成很少的∑3 60°〈111〉晶界[23]，而本研究發(fā)現(xiàn)，粗晶鋁在D-ECAP擠壓過程中就產(chǎn)生了較多的退火孿晶。Cahoon等[24]發(fā)現(xiàn)每單位長(zhǎng)度的退火孿晶密度(ρ)與殘余應(yīng)變(s)、層錯(cuò)能(γ)、晶界能(δ)以及晶粒尺寸(d)相關(guān)，并遵循以下關(guān)系：

(1)

式中：C和A是常數(shù)；d0是孿晶形核的臨界晶粒尺寸，低于此尺寸，退火孿晶將無法形成，且Al的層錯(cuò)能較高，根據(jù)式(1)可知退火孿晶很難形成。但在D-ECAP高應(yīng)變率、大剪切變形過程中鋁中的退火孿晶相對(duì)容易形成。高應(yīng)變率變形產(chǎn)生的位錯(cuò)分布更均勻且形成的位錯(cuò)胞較小，位錯(cuò)被困在位錯(cuò)胞內(nèi)，阻礙了位錯(cuò)重排及動(dòng)態(tài)回復(fù)過程，因此變形基體中的位錯(cuò)密度較高[21]，引起鋁在D-ECAP變形過程中的儲(chǔ)存能更高，即殘余應(yīng)變s更大；而且儲(chǔ)存能越高，孿晶形核的臨界晶粒尺寸d0越小[25]。結(jié)合式(1)可知，高應(yīng)變率促進(jìn)了鋁中退火孿晶的形成。關(guān)于大剪切變形的作用，F(xiàn)ield等[26]發(fā)現(xiàn)，相同應(yīng)變量下，經(jīng)過剪切變形的純銅退火后能產(chǎn)生更多的退火孿晶，這是因?yàn)闅堄嗉羟凶冃文艽龠M(jìn)Shockley不全位錯(cuò)的產(chǎn)生，從而促進(jìn)退火孿晶的形成。

退火孿晶形成機(jī)制表明，退火孿晶的密度隨著晶界遷移速率的增加而增加[27]。在D-ECAP擠壓過程中，晶界遷移速率加快主要有以下原因：第一，粗晶鋁經(jīng)過高應(yīng)變率剪切變形產(chǎn)生了更高的儲(chǔ)存能，使得再結(jié)晶晶粒與變形基體之間的能量梯度增加；第二，由于孿晶形成的臨界晶粒尺寸d0減小，使得晶界的曲率增加；第三，動(dòng)態(tài)擠壓過程中，溫度上升幅度較大。上述原因使得晶界遷移速率提高[25,28]，從而增加{111}界面上出現(xiàn)層錯(cuò)的概率，促進(jìn)退火孿晶的形成。此外，本實(shí)驗(yàn)形變孿晶的形成可能是因?yàn)镈-ECAP變形過程中形成大量層錯(cuò)[9]，層錯(cuò)有助于退火孿晶的形成。

粗晶鋁中透鏡狀形變孿晶形成后，孿晶界與位錯(cuò)相互作用將會(huì)導(dǎo)致孿晶面取向的改變[29]。協(xié)調(diào)變形使得孿晶與基體之間相互旋轉(zhuǎn)，致使孿晶與基體的取向差可能偏離∑3 60°〈111〉±8.6°。此外，由于形變孿晶的施密特因子大于基體，后續(xù)塑性變形程度更高。圖5統(tǒng)計(jì)了圖2～4中的KAM值，形變孿晶與退火孿晶的KAM值分布存在較大區(qū)別，整體上形變孿晶的不均勻塑性變形程度較高且KAM值主要集中于0.6°～1.8°，退火孿晶的KAM值分布主要集中于0.2°～0.5°。圖3中由再結(jié)晶晶粒與變形基體兩部分構(gòu)成，其KAM柱狀圖出現(xiàn)了兩個(gè)峰，歸因于D-ECAP擠壓時(shí)間短，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶不充分。粗晶鋁中退火孿晶的形成消耗了形變儲(chǔ)存能，因此KAM值較低且孿晶界兩側(cè)的取向差更接近于60°，但退火孿晶的長(zhǎng)大過程受到儲(chǔ)存能和曲率等因素的影響，孿晶沿著不同方向的長(zhǎng)大速率不同[19]，故存在不規(guī)則形態(tài)的退火孿晶界(見圖4)。但D-ECAP實(shí)際上包含了剪切、拉伸和壓縮三種變形方式，本研究在表征區(qū)域的不同位置都發(fā)現(xiàn)了形變/退火孿晶的存在，故起始材料結(jié)構(gòu)的不均勻性也許對(duì)孿晶在高應(yīng)變率大剪切變形下的形成影響更大。此外，不同位置的應(yīng)變率和受力狀態(tài)也存在較大差異。因此，材料內(nèi)部的變形以及再結(jié)晶行為更加復(fù)雜，需要更多的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)來闡明其機(jī)理。

圖5 圖2～4中KAM柱狀統(tǒng)計(jì)圖

4 結(jié)論

(1)利用D-ECAP加載手段在高純粗晶鋁中同時(shí)制備出形變孿晶和退火孿晶。

(2)D-ECAP高應(yīng)變率和大剪切變形使高層錯(cuò)能鋁中形成了百微米級(jí)的形變孿晶，其形態(tài)為透鏡狀，孿晶形成后由于發(fā)生了二次變形，使得孿晶界偏離∑3 60°〈111〉且整體KAM值集中于0.6°～1.8°。

(3)高應(yīng)變率剪切變形下形成的大量層錯(cuò)和復(fù)雜的位錯(cuò)組態(tài)以及高儲(chǔ)存能在變形溫升作用下促進(jìn)了退火孿晶的形成。孿晶形態(tài)較為不規(guī)則，孿晶界兩側(cè)更接近∑3 60°〈111〉且其KAM值主要集中于0.2°～0.5°。