柳春林， 唐延川*，b， 張慶祝， 秦新寶， 郎鵬江， 張欣磊

（華東交通大學(xué)， a.材料科學(xué)與工程學(xué)院；b.軌道交通基礎(chǔ)設(shè)施性能監(jiān)測(cè)與保障國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 南昌 330013）

0 引 言

鈹銅（Cu-Be）合金擁有銅合金中最高的強(qiáng)度，其兼具高彈性和良好的導(dǎo)電性，是高性能開(kāi)關(guān)、接觸器、高導(dǎo)電彈簧片等彈性導(dǎo)電元件的理想材料，在航空航天、軍工等需要面對(duì)苛刻服役條件的高精尖領(lǐng)域有著廣泛應(yīng)用[1-3]。Cu-Be合金的超高強(qiáng)度（峰時(shí)效抗拉強(qiáng)度可達(dá)1 200 MPa以上）得益于其顯著的析出強(qiáng)化效果，但合金中析出粒子尺寸及分布的不均勻性也導(dǎo)致合金時(shí)效狀態(tài)下的塑性較固溶態(tài)急劇降低（由60%降低至5%以下）[4]。這種顯著的強(qiáng)度-塑性倒置關(guān)系嚴(yán)重影響了Cu-Be合金在苛刻服役條件下（如深海、深空環(huán)境等）的安全可靠性。

通過(guò)調(diào)控金屬材料的顯微組織結(jié)構(gòu)，如調(diào)整析出物特征、細(xì)化晶粒、劇烈塑性變形等方式可有效提高材料強(qiáng)度，但改善材料塑性變形能力的效果有限，難以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度-塑性組合[5-7]。金屬材料中的強(qiáng)度-塑性倒置關(guān)系與材料塑性變形過(guò)程中位錯(cuò)的累積和湮滅行為有關(guān)，隨著析出物特征等顯微結(jié)構(gòu)的變化，位錯(cuò)的增殖速率及動(dòng)態(tài)回復(fù)速率往往同時(shí)增加或減小[8]，故傳統(tǒng)的強(qiáng)韌化手段無(wú)法有效破解這種耦合關(guān)系，也就很難實(shí)現(xiàn)材料的高強(qiáng)韌化。受到自然生物材料“組分簡(jiǎn)單、構(gòu)型精細(xì)”帶來(lái)的高強(qiáng)韌匹配效應(yīng)的啟迪，根據(jù)“構(gòu)型化復(fù)合”理念對(duì)材料微結(jié)構(gòu)進(jìn)行設(shè)計(jì)已成為目前突破材料強(qiáng)度-塑性倒置關(guān)系的重要途徑[9]。近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外研究團(tuán)隊(duì)通過(guò)增強(qiáng)體、基體的非均勻構(gòu)型設(shè)計(jì)，構(gòu)筑了具有異質(zhì)結(jié)構(gòu)（Heterostructured）的金屬材料[10-11]，其塑性變形過(guò)程中會(huì)在軟/硬相界面附近累積大量幾何必須位錯(cuò)（Geometrically Necessary Dislocations, GNDs），堆積的GNDs會(huì)阻礙軟相中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而在軟相中產(chǎn)生長(zhǎng)程背應(yīng)力（Back stress），同時(shí)界面處為了平衡背應(yīng)力會(huì)在硬相中產(chǎn)生與之大小相等、方向相反的前應(yīng)力（Forward stress），兩者共同作用下產(chǎn)生異質(zhì)變形誘導(dǎo)（Heterogeneous Deformation Ⅰnduced, HDⅠ）強(qiáng)化[12-13]。大量GNDs的引入可大幅提升位錯(cuò)增殖能力，打破金屬材料塑性變形過(guò)程中位錯(cuò)累積和湮滅行為的耦合關(guān)系，使材料獲得高應(yīng)變硬化能力，從而顯著提高材料強(qiáng)韌性。其中層狀異構(gòu)復(fù)合化設(shè)計(jì)可實(shí)現(xiàn)不同組元間應(yīng)變協(xié)調(diào)分布，具有顯著的強(qiáng)韌化效果，且加工方法簡(jiǎn)便、易于工業(yè)生產(chǎn)推廣，有望成為實(shí)現(xiàn)金屬材料高強(qiáng)韌化的一種理想手段[14]。

層狀異構(gòu)材料的力學(xué)性能受多因素影響，例如WU等[15]探索了軟相比例對(duì)具有層狀異質(zhì)結(jié)構(gòu)工業(yè)純Ti拉伸性能的影響規(guī)律，發(fā)現(xiàn)當(dāng)軟相比例低于30%，且均勻分布在硬相基體中時(shí)，材料可以達(dá)到良好的強(qiáng)度-塑性匹配。HUANG等[16]針對(duì)層狀異構(gòu)Cu/Cu-Zn復(fù)合材料的研究表明，隨著片層間距的減小，材料強(qiáng)度逐漸上升，但塑性先升高后降低，存在一個(gè)最佳的片層厚度（約15 μm）可使材料獲得最佳強(qiáng)度-塑性匹配。軟/硬相之間的機(jī)械不相容性（例如硬度差異）也是影響層狀異構(gòu)材料力學(xué)性能的重要因素之一，WANG等[17]研究表明高硬度差異可以帶來(lái)更為顯著的背應(yīng)力強(qiáng)化效果，有利于提高材料強(qiáng)韌性。而針對(duì)Cu-Be合金的層狀異構(gòu)復(fù)合化設(shè)計(jì)，由于彈性導(dǎo)電元件對(duì)材料導(dǎo)電性能的要求，需選取Cu單質(zhì)作為軟組元層，這將使得軟/硬組元（Cu單質(zhì)和Cu-Be合金）間存在極高的硬度差異（最高可相差7倍），而目前研究報(bào)道的層狀異構(gòu)材料軟/硬相間硬度差異一般在3倍之內(nèi)[18-20]。在如此高的軟/硬相硬度差異下，層狀異質(zhì)構(gòu)型是否仍然能夠顯著提高材料的應(yīng)變硬化能力，從而提高材料的強(qiáng)韌性，尚待進(jìn)一步研究。據(jù)此，本文采用真空熱壓復(fù)合、冷軋及后續(xù)熱處理的方式制備了具有不同層間硬度比（Cu-Be層和Cu層硬度之比，RCu-Be/Cu，下同）的Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料，研究了RCu-Be/Cu對(duì)復(fù)合材料強(qiáng)度-塑性匹配以及應(yīng)變硬化率的影響，探索了不同RCu-Be/Cu下HDⅠ強(qiáng)化對(duì)復(fù)合材料應(yīng)變硬化行為的影響。本文從材料應(yīng)變硬化的角度闡述了RCu-Be/Cu對(duì)復(fù)合材料強(qiáng)韌性的影響機(jī)制，可為層狀異構(gòu)復(fù)合化設(shè)計(jì)準(zhǔn)則的建立提供參考，有助于破解Cu-Be合金等以析出強(qiáng)化為主要強(qiáng)化手段的高強(qiáng)金屬材料中的強(qiáng)度-塑性倒置關(guān)系問(wèn)題。

1 材料及方法

本試驗(yàn)采用Cu-Be合金（C17200）和純Cu（C11000）板材制備Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料，板材尺寸為50 mm（長(zhǎng)）×50 mm（寬）×0.3 mm（厚）。將11塊經(jīng)過(guò)表面處理的板材按照Cu-Be/Cu/Cu-Be的順序交替堆疊，并進(jìn)行真空熱壓復(fù)合，具體工藝可參見(jiàn)作者之前文章中實(shí)驗(yàn)部分相關(guān)內(nèi)容[21]。真空熱壓復(fù)合后的Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料板材經(jīng)多道次冷軋壓下至1.8 mm，總冷軋壓下率約為40%。對(duì)冷軋后的復(fù)合板材進(jìn)行固溶及時(shí)效熱處理，復(fù)合板材固溶工藝均為800 °C保溫15 min后水淬至室溫，通過(guò)不同的時(shí)效熱處理使Cu-Be金屬組元層獲得不同的顯微硬度，從而制備3種不同層間硬度比的Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料，具體時(shí)效工藝分別為350 °C保溫15、60 min和180 min。

利用光學(xué)顯微鏡（OM, Zeiss-Axio Vert.A1）觀察層狀異構(gòu)復(fù)合材料縱截面（軋制方向RD和軋面法向ND構(gòu)成的平面）顯微組織形貌，通過(guò)電子背散射衍射（EBSD, Oxford Symmetry S2）對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料各金屬組元層的晶粒取向及晶粒尺寸分布情況進(jìn)行分析。利用維氏硬度計(jì)（Duramin-40, Struers）對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料縱截面各位置的顯微硬度進(jìn)行測(cè)試（載荷0.1 kg，保壓10 s）。利用電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)（AGX plus 100 kN, Shimadzu）對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料、Cu-Be合金及Cu單質(zhì)的單軸拉伸性能進(jìn)行測(cè)試，應(yīng)變速率為3×10-3s-1，拉伸試樣平行段長(zhǎng)度為20 mm（與試樣RD方向平行），使用標(biāo)距為12.5 mm的引伸計(jì)測(cè)量應(yīng)變。利用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（FE-SEM, Hitachi SU-8010）對(duì)拉伸試樣斷口形貌進(jìn)行觀察。

通過(guò)循環(huán)加卸載（loading-unloading-reloading，LUR）實(shí)驗(yàn)對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料HDⅠ強(qiáng)化行為進(jìn)行分析，實(shí)驗(yàn)在Ⅰnstron 8872電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣尺寸與單軸拉伸試樣一致，首先以3×10-3s-1的加載速率將試樣拉伸至2%工程應(yīng)變，再以2 000 N/min的卸載速率將拉伸載荷卸載至20 N，而后以相同試驗(yàn)參數(shù)對(duì)試樣進(jìn)行再加載荷卸載，如此循環(huán)往復(fù)至樣品出現(xiàn)頸縮。

2 結(jié)果與討論

2.1 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的顯微組織及硬度

圖1所示為不同層間硬度比（RCu-Be/Cu）的Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的顯微組織及硬度分布情況。層狀異構(gòu)復(fù)合材料中Cu-Be層和Cu層結(jié)合良好，未觀察到孔洞、裂紋或分層等現(xiàn)象；同時(shí)，不同金屬層的厚度基本相當(dāng)，平均層厚為（122.8±6.1） μm。如圖1（a）、圖1（c）和圖1（e）所示，不同層間硬度比下，層狀異構(gòu)復(fù)合材料中的Cu-Be層晶粒尺寸均顯著小于Cu層，但Cu-Be層和Cu層的晶粒尺寸并沒(méi)有隨著層間硬度比的改變而發(fā)生明顯變化（不同金屬層的晶粒尺寸將在后文EBSD相關(guān)內(nèi)容中予以闡述），這是由于金屬層的晶粒尺寸主要由層狀異構(gòu)復(fù)合材料制備過(guò)程中的熱加工、冷軋及高溫固溶熱處理工藝決定，而后續(xù)低溫時(shí)效主要影響Cu-Be層中的析出物狀態(tài)，而對(duì)金屬層的晶粒尺寸不會(huì)產(chǎn)生顯著影響。如圖1（a）所示，對(duì)于時(shí)效15 min的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，Cu-Be層晶內(nèi)觀察不到析出線條，這是由于時(shí)效時(shí)間較短，此時(shí)析出物以GP區(qū)為主[4]，因此硬度也相對(duì)較低，平均硬度僅為（147±10） HV0.1。如圖1（c）、圖1（e）所示，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，Cu-Be層晶內(nèi)開(kāi)始出現(xiàn)明顯的析出線條，且晶界明顯增粗，根據(jù)作者之前關(guān)于Cu-Be合金的相關(guān)研究[4]可知，此時(shí)晶內(nèi)開(kāi)始有大量的γ′、γ″亞穩(wěn)相脫溶析出，晶界處產(chǎn)生了胞狀不連續(xù)脫溶產(chǎn)物。由于析出相粒子產(chǎn)生的顯著析出強(qiáng)化作用[4]，Cu-Be層的硬度發(fā)生顯著升高，平均硬度分別達(dá)到（246±19） HV0.1和（346±13） HV0.1。而對(duì)于層狀異構(gòu)復(fù)合材料中的Cu層，其內(nèi)部可觀察到大量退火孿晶，其顯微組織隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)無(wú)顯著變化，顯微硬度也基本保持不變，平均值分別為（51±2）HV0.1、（53±2） HV0.1和（52±4） HV0.1。層狀異構(gòu)復(fù)合材料的顯微組織和硬度分析結(jié)果表明，通過(guò)控制低溫時(shí)效的時(shí)間，可在基本不改變不同金屬層晶粒尺寸的前提下，獲得層間硬度比差異明顯的層狀異構(gòu)復(fù)合材料（RCu-Be/Cu=3.0, 5.0, 7.0），從而為探索RCu-Be/Cu對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料力學(xué)性能及強(qiáng)韌化行為的影響創(chuàng)造良好條件。

圖1 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的顯微組織及硬度分布情況：（a） RCu-Be/Cu=3.0（時(shí)效15 min）OM顯微組織；（b） RCu-Be/Cu=3.0（時(shí)效15 min）顯微硬度；（c） RCu-Be/Cu=5.0（時(shí)效60 min）OM顯微組織；（d） RCu-Be/Cu=5.0（時(shí)效60 min）顯微硬度；（e） RCu-Be/Cu=7.0（時(shí)效180 min）OM顯微組織；（f） RCu-Be/Cu=7.0（時(shí)效180 min）顯微硬度Fig.1 Microstructure and microhardness distribution of Cu-Be/Cu layered composite materials with heterostructure：(a) RCu-Be/Cu=3.0 (aging for 15 min) OM microstructure；(b) RCu-Be/Cu=3.0 (aging for 15 min) microhardness；(c) RCu-Be/Cu=5.0 (aging for 60 min) OM microstructure；(d) RCu-Be/Cu=5.0 (aging for 60 min) microhardness；(e) RCu-Be/Cu=7.0 (aging for 180 min)OM microstructure；(f) RCu-Be/Cu=7.0 (aging for 180 min) microhardness

由于Cu-Be層和Cu層各自的晶粒尺寸未隨著層狀異構(gòu)復(fù)合材料的RCu-Be/Cu發(fā)生明顯改變，故可選取RCu-Be/Cu為5.0的復(fù)合材料為代表，研究不同金屬層的晶粒尺寸分布情況。圖2中電子背散射衍射（EBSD）圖譜顯示不同金屬層的晶粒均為近等軸狀，且呈現(xiàn)出隨機(jī)取向。圖2中黑色虛線位置為Cu-Be/Cu界面，可觀察到Cu-Be層和Cu層的晶粒均可以跨越Cu-Be/Cu原始界面（圖2中黑色曲線）向異種金屬層內(nèi)生長(zhǎng)，表明層與層之間存在原子擴(kuò)散，界面之間為冶金結(jié)合[10]，這也有助于提高層狀異構(gòu)復(fù)合材料的機(jī)械性能。

圖2 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的EBSD晶粒取向圖譜Fig.2 EBSD grain orientation image of Cu-Be/Cu layered composite materials with heterostructure

不同金屬層的晶粒尺寸分布情況如圖3所示，Cu-Be層的晶粒尺寸分布在2～40 μm之間，75%的晶粒的尺寸集中在5～20 μm，平均晶粒尺寸為12.2 μm；而Cu層的晶粒尺寸分布在10～80 μm之間，70%的晶粒的尺寸集中在20～50 μm，平均晶粒尺寸為32.6 μm，約為Cu-Be層的2.7倍。可利用Hall-Petch公式對(duì)由晶粒尺寸差異而導(dǎo)致的不同金屬層間硬度差值進(jìn)行估計(jì)：

圖3 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的晶粒尺寸分布情況：（a） Cu-Be層晶粒尺寸分布情況；（b） Cu層晶粒尺寸分布情況Fig.3 Grain size distribution of Cu-Be/Cu layered composite materials with heterostructure：(a) grain size distribution of Cu-Be layer; (b) grain size distribution of Cu layer

式（1）中：σ為材料屈服強(qiáng)度，σ0反應(yīng)晶內(nèi)對(duì)變形的阻力，k反應(yīng)晶界對(duì)變形的影響系數(shù)，d為晶粒尺寸。當(dāng)僅考慮晶粒尺寸對(duì)材料屈服強(qiáng)度的影響，忽略固溶原子、析出粒子等因素時(shí)，可用多晶純銅的相關(guān)參數(shù)（σ0=40 MPa,k=190 MPa·μm-1/2）進(jìn)行估算[22]，此時(shí)Cu-Be層與Cu層之間屈服強(qiáng)度的差值僅為21 MPa。由此可知，Cu-Be層與Cu層之間的硬度差異主要由Cu-Be層中的析出物狀態(tài)導(dǎo)致，受兩者間晶粒尺寸差異的影響極小。

2.2 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的拉伸性能及應(yīng)變硬化行為

圖4所示為金屬組元及層狀異構(gòu)復(fù)合材料的單向拉伸曲線，圖4（a）中不同時(shí)效時(shí)間下的Cu-Be合金組元呈現(xiàn)出顯著的強(qiáng)度-塑性倒置現(xiàn)象，當(dāng)時(shí)效時(shí)間由15 min延長(zhǎng)至180 min時(shí)，雖然抗拉強(qiáng)度由678 MPa提升至1 247 MPa，提升了近85%，但均勻伸長(zhǎng)率也由18.3%大幅降低至4.4%，僅為短時(shí)間時(shí)效狀態(tài)下的25%。將時(shí)效時(shí)間由180 min縮短至60 min后，Cu-Be合金的抗拉強(qiáng)度仍然可達(dá)1 168 MPa，均勻伸長(zhǎng)率也增長(zhǎng)至6.9%，材料的強(qiáng)韌性得到一定的提高，強(qiáng)塑積較時(shí)效180 min的Cu-Be合金提高45.7%。這主要與Cu-Be合金中析出物狀態(tài)的變化有關(guān)，當(dāng)時(shí)效時(shí)間為60 min時(shí)，合金中析出物以彌散分布的細(xì)小γ″相為主[23]，同時(shí)析出強(qiáng)化機(jī)制也以位錯(cuò)剪切析出粒子的機(jī)制為主[24]，因此合金可以在保持較高強(qiáng)度的基礎(chǔ)上獲得較好的塑性。對(duì)于純Cu組元來(lái)說(shuō)，由于其在時(shí)效過(guò)程中既不會(huì)產(chǎn)生脫溶析出，晶粒長(zhǎng)大也不明顯，所以其抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率基本保持不變，分別為195 MPa和21.2%。

圖4 金屬組元及Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的單向拉伸曲線：（a） 金屬組元的拉伸曲線；（b） 層狀異構(gòu)復(fù)合材料的單向拉伸曲線Fig.4 Uniaxial tensile curves of metal components and Cu-Be/Cu layered composite materials with heterostructure：（a） uniaxial tensile curves of the metal components； （b） uniaxial tensile curves of Cu-Be/Cu laminated composites with heterostructure

如圖4（b）所示，對(duì)于具有不同層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，隨著RCu-Be/Cu由3.0提高至7.0，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度也由564 MPa提高至738 MPa，均勻伸長(zhǎng)率由23.1%降低至8.5%，但復(fù)合材料的均勻伸長(zhǎng)率均高于相應(yīng)的Cu-Be組元。RCu-Be/Cu為5.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料具有最優(yōu)的強(qiáng)度-塑性匹配，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)705 MPa，僅略低于RCu-Be/Cu為7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度（738 MPa），但其均勻伸長(zhǎng)率高達(dá)15.8%，因此其強(qiáng)塑積也較RCu-Be/Cu為7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料提高了近80%。由此可見(jiàn)，在提高Cu-Be合金強(qiáng)韌性的方面，相較于優(yōu)化合金內(nèi)析出物狀態(tài)，運(yùn)用層狀非均質(zhì)的構(gòu)型設(shè)計(jì)是一種效果更為顯著的方法。

利用復(fù)合材料的混合定律（Rule of mixture，ROM）對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料的拉伸性能進(jìn)行分析，Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料中各組元的體積分?jǐn)?shù)可通過(guò)金屬組元層厚度占比進(jìn)行估計(jì)，可得Cu-Be組元體積分?jǐn)?shù)為51.4%，Cu組元體積分?jǐn)?shù)為48.6%。將利用ROM計(jì)算的復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度與試驗(yàn)測(cè)試結(jié)果進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果如圖5（a）所示。由圖5（a）可知，不同層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料實(shí)際抗拉強(qiáng)度均高于ROM的計(jì)算值，其中RCu-Be/Cu為3.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度比ROM計(jì)算值高近30%。隨著層間硬度比的上升，層狀異構(gòu)復(fù)合材料實(shí)際抗拉強(qiáng)度與ROM計(jì)算值之間的差值（額外強(qiáng)度）逐漸減小。如圖5（b）所示為不同層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料與相應(yīng)的Cu-Be組元均勻伸長(zhǎng)率的對(duì)比，盡管層狀異構(gòu)復(fù)合材料的均勻伸長(zhǎng)率也隨著層間硬度比的上升而逐漸降低，但均高于對(duì)應(yīng)的Cu-Be組元（兩者間差值為額外伸長(zhǎng)率），分別高出25.7%（RCu-Be/Cu=3.0）、129.0%（RCu-Be/Cu=5.0）和93.2%（RCu-Be/Cu=7.0）。由此可見(jiàn)，層狀非均質(zhì)構(gòu)型設(shè)計(jì)在提高材料塑性變形能力方面具有很好的作用，特別是在層狀異構(gòu)復(fù)合材料的層間硬度比較高的情況下，其對(duì)塑性變形能力提升的效果尤為顯著。由于高硬度狀態(tài)下的Cu-Be合金在塑性變形過(guò)程中極易發(fā)生個(gè)別晶粒的塑性容限耗盡，從而導(dǎo)致應(yīng)變局域化的產(chǎn)生[25]，這也是其塑性較差（均勻伸長(zhǎng)率小于7%）的主要原因之一。但是層狀異構(gòu)復(fù)合材料在塑性變形過(guò)程中，會(huì)發(fā)生載荷的傳遞及應(yīng)變的分配，從而有效發(fā)揮軟相（Cu組元）高位錯(cuò)容納能力和塑性變形穩(wěn)定性，進(jìn)而抑制硬相（Cu-Be組元）的塑性失穩(wěn)，從而實(shí)現(xiàn)應(yīng)變非局域化[26]，這也就是高層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料塑性變形能力較相應(yīng)的Cu-Be組元大幅提升的原因。同時(shí)，更好的塑性變形能力也有助于材料在塑性變形過(guò)程中持續(xù)地發(fā)生應(yīng)變硬化，從而提高合金的強(qiáng)韌性[27]。

現(xiàn)階段，江蘇省在建的15個(gè)體育小鎮(zhèn)建設(shè)項(xiàng)目，分布于江蘇的9個(gè)地級(jí)市，主要集中于江蘇南部和西部地區(qū)，分布區(qū)域不均衡。從區(qū)位經(jīng)濟(jì)發(fā)展的視角分析，應(yīng)拓展思路，創(chuàng)新開(kāi)發(fā)體育產(chǎn)業(yè)的“藍(lán)?！鳖I(lǐng)域，整體規(guī)劃發(fā)展沿海體育產(chǎn)業(yè)帶，建設(shè)體育小鎮(zhèn)的東部沿海新軸線。

圖5 金屬組元及Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料拉伸性能對(duì)比：（a） 復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度試驗(yàn)結(jié)果與ROM計(jì)算結(jié)果對(duì)比；（b） 復(fù)合材料與Cu-Be合金的均勻伸長(zhǎng)率對(duì)比Fig.5 Comparison of tensile properties of metal components and Cu-Be/Cu layered composite materials with heterostructure：（a） comparison of ultimate tensile strength test results and ROM calculation results of composites；（b） comparison of uniform elongation of composites and Cu-Be alloy

結(jié)合Cu-Be組元和Cu組元的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變數(shù)據(jù)，利用ROM對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料的應(yīng)變硬化行為進(jìn)行了計(jì)算（將Cu-Be組元的均勻伸長(zhǎng)率作為應(yīng)變的最大值），并與實(shí)際的應(yīng)變硬化行為曲線進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果如圖6所示。金屬材料的應(yīng)變硬化行為常用KME（KOCKS，MECKⅠNG and ESTRⅠN）模型進(jìn)行描述[28]，在材料單向拉伸過(guò)程中，發(fā)生頸縮之前，其應(yīng)變硬化率（θ=dσ/dε）會(huì)經(jīng)歷迅速降低階段（階段 Ⅱ，對(duì)應(yīng)拉伸曲線中彈性向塑性變形轉(zhuǎn)變的區(qū)域）以及線性降低階段（階段 Ⅲ，對(duì)應(yīng)拉伸曲線中穩(wěn)定的應(yīng)變硬化區(qū)域），如圖6（d）所示。其中，線性降低階段（階段 Ⅲ）的斜率可反映應(yīng)變硬化率降低的速度，根據(jù)Considère準(zhǔn)則[29]，當(dāng)應(yīng)變硬化率的數(shù)值降低至與材料抗拉強(qiáng)度數(shù)值相等時(shí)，材料發(fā)生頸縮，故曲線此階段斜率的絕對(duì)值越小，材料應(yīng)變硬化能力越強(qiáng)。由圖6可知，不同層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料應(yīng)變硬化行為曲線中均可明顯地觀察到迅速降低和線性降低階段，隨著層間硬度比的上升，層狀異構(gòu)復(fù)合材料的應(yīng)變硬化能力逐漸降低，但實(shí)際的應(yīng)變硬化率均高于根據(jù)ROM的計(jì)算值，即存在額外的應(yīng)變硬化率（見(jiàn)圖6（a）—圖6（c）中的右上角）。當(dāng)RCu-Be/Cu為3.0時(shí)，層狀異構(gòu)復(fù)合材料在線性降低階段的應(yīng)變硬化率降低速度大于ROM計(jì)算曲線的應(yīng)變硬化率降低速度，因此額外應(yīng)變硬化率隨著真應(yīng)變的增加逐漸降低。對(duì)于層狀異構(gòu)復(fù)合材料（RCu-Be/Cu=5.0）的應(yīng)變硬化行為曲線，其在線性降低階段應(yīng)變硬化率降低速度小于ROM計(jì)算曲線，故額外應(yīng)變硬化率表現(xiàn)為隨著真應(yīng)變逐漸上升。而層狀異構(gòu)復(fù)合材料（RCu-Be/Cu=7.0）的應(yīng)變硬化行為曲線中線性降低階段的斜率與ROM計(jì)算曲線基本一致，因此額外應(yīng)變硬化率基本保持不變。

圖6 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料實(shí)際應(yīng)變硬化曲線與ROM計(jì)算曲線對(duì)比：（a） RCu-Be/Cu=3.0；（b） RCu-Be/Cu=5.0；（c） RCu-Be/Cu=7.0；（d） 基于KME模型的金屬應(yīng)變硬化行為示意Fig.6 Comparison of experimental and calculated strain hardening curves of Cu-Be/Cu layered composite materials with heterostructure：（a）RCu-Be/Cu=3.0；（b）RCu-Be/Cu=5.0； （c）RCu-Be/Cu=7.0；（d） schematic diagram of metal strain hardening behaviors based on KME model

ROM僅考慮了不同金屬組元的線性疊加作用，而忽略了層狀非均質(zhì)構(gòu)型中Cu-Be組元與Cu組元之間的耦合作用。由于Cu-Be組元和Cu組元間存在顯著的機(jī)械不相容性，層狀異構(gòu)復(fù)合材料塑性變形過(guò)程中會(huì)在界面形成大量幾何必須位錯(cuò)（GNDs），并產(chǎn)生異質(zhì)變形誘導(dǎo)（HDⅠ）強(qiáng)化，這也是圖6（a）—圖6（c）中額外應(yīng)變硬化產(chǎn)生的原因。而在不同層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料中，額外應(yīng)變硬化率的變化規(guī)律迥然不同，說(shuō)明層間硬度比會(huì)對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料的HDⅠ強(qiáng)化行為產(chǎn)生較大影響，可利用循環(huán)加卸載（Loading-Unloading-Reloading，LUR）實(shí)驗(yàn)對(duì)HDⅠ強(qiáng)化行為進(jìn)行研究[15]。

圖7所示為不同RCu-Be/Cu的層狀異構(gòu)復(fù)合材料的拉伸斷口形貌，宏觀斷口形貌表明層狀異構(gòu)復(fù)合材料在塑性變形過(guò)程中，Cu-Be層與Cu層始終保持良好結(jié)合，未發(fā)生明顯的分層現(xiàn)象，斷裂失效主要發(fā)生在各金屬組元層。此外，層狀異構(gòu)復(fù)合材料斷口上可觀察到大量的臺(tái)階（如圖7（a）、圖7（c）和圖7（e）中黑色箭頭所指），單個(gè)臺(tái)階可橫跨整個(gè)金屬組元層，在Cu-Be/Cu界面處終止，說(shuō)明斷裂過(guò)程中裂紋的擴(kuò)展受到了Cu-Be/Cu界面阻礙從而發(fā)生了偏轉(zhuǎn)，這有助于增加裂紋擴(kuò)展的阻力，從而提高材料的韌性[30]。圖7（b）、圖7（d）和圖7（f）為層狀異構(gòu)復(fù)合材料的高倍斷口形貌，Cu-Be/Cu界面附近的Cu層斷口較為平坦，僅在RCu-Be/Cu為7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料的Cu層中觀察到少量韌窩，斷口上均可觀察到解理臺(tái)階，呈現(xiàn)出準(zhǔn)解理斷裂的特征，而與退火態(tài)Cu的微孔聚集型斷裂特征相去甚遠(yuǎn)。這是由于層狀非均質(zhì)材料塑性變形過(guò)程中，界面附近軟相（Cu層）必須產(chǎn)生更多的幾何必須位錯(cuò)以協(xié)調(diào)整體變形，大量的位錯(cuò)塞積產(chǎn)生了應(yīng)力、應(yīng)變集中，從而導(dǎo)致準(zhǔn)解理斷裂。同時(shí)，可觀察到RCu-Be/Cu為7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料中Cu層韌窩沿與Cu-Be/Cu界面基本垂直的方向發(fā)生伸長(zhǎng)，說(shuō)明材料塑性變形過(guò)程中Cu-Be層和Cu層之間存在強(qiáng)烈的橫向約束[17]，這也為層狀非均質(zhì)構(gòu)型協(xié)調(diào)異種金屬層間的應(yīng)變，改變金屬層應(yīng)力狀態(tài)提供了有力證據(jù)。而層狀異構(gòu)復(fù)合材料中的Cu-Be層可觀察到大量小尺寸的韌窩，隨著層間硬度比的上升，韌窩的尺寸和深度減小，同時(shí)韌窩形貌占斷口面積的比例降低，解理刻面形貌占比上升，Cu-Be層斷裂模式由微孔聚集型斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榛旌蠑嗔涯Ｊ?，這與Cu-Be組元的塑性逐漸降低相對(duì)應(yīng)。

圖7 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料拉伸斷口形貌：（a） RCu-Be/Cu=3.0宏觀斷口形貌；（b） RCu-Be/Cu=3.0高倍斷口形貌；（c） RCu-Be/Cu=5.0宏觀斷口形貌；（d） RCu-Be/Cu=5.0高倍斷口形貌；（e） RCu-Be/Cu=7.0宏觀斷口形貌；（f） RCu-Be/Cu=7.0高倍斷口形貌Fig.7 Fracture surface of Cu-Be/Cu layered composite materials with heterostructure：(a) RCu-Be/Cu=3.0 macroscopic fracture surface; (b) RCu-Be/Cu=3.0 high magnification fracture morphology；(c) RCu-Be/Cu=5.0 macroscopic fracture surface;(d) RCu-Be/Cu=5.0 high magnification fracture morphology；(e) RCu-Be/Cu=7.0 macroscopic fracture surface;(f) RCu-Be/Cu=7.0 high magnification fracture morphology

2.3 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的異質(zhì)變形誘導(dǎo)強(qiáng)化行為

如圖8（a）所示，不同RCu-Be/Cu的層狀異構(gòu)復(fù)合材料循環(huán)加卸載應(yīng)力-應(yīng)變曲線中均可觀察到明顯的遲滯回線環(huán)，表明層狀異構(gòu)復(fù)合材料具有明顯的包申格效應(yīng)，其可說(shuō)明材料在變形過(guò)程中存在異質(zhì)變形誘導(dǎo)應(yīng)力（HDⅠ 應(yīng)力,σHDⅠ）作用。圖8（b）所示為遲滯回線環(huán)的局部放大圖，由圖8可知隨著層間硬度比的上升，遲滯回線環(huán)的面積更大，且更為飽滿。尤其是RCu-Be/Cu分別為5.0和7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，其遲滯回線環(huán)面積和飽滿程度顯著高于RCu-Be/Cu為3.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，說(shuō)明兩者具有更強(qiáng)的包申格效應(yīng)，也在一定程度上反映了其在變形過(guò)程中產(chǎn)生了更大的異質(zhì)變形誘導(dǎo)應(yīng)力[15]。圖8（c）所示為典型的遲滯回線環(huán)示意圖，根據(jù)曲線可以定量計(jì)算包申格效應(yīng)和異質(zhì)變形誘導(dǎo)強(qiáng)化作用。曲線中的箭頭反映了加載-卸載-再加載的過(guò)程，εy為材料屈服強(qiáng)度對(duì)應(yīng)的真應(yīng)變，εp為卸載前的最大應(yīng)變，對(duì)應(yīng)的應(yīng)力為材料流變應(yīng)力σf；卸載過(guò)程中存在應(yīng)力線性降低階段BC，C點(diǎn)對(duì)應(yīng)應(yīng)力為卸載屈服點(diǎn)σu，D點(diǎn)為卸載階段終止應(yīng)變，過(guò)D做一條與x軸平行的直線，與直線BC之間的交點(diǎn)為C′，DC′對(duì)應(yīng)的應(yīng)變?yōu)榉聪蛩苄詰?yīng)變?chǔ)舝p，可反映包申格效應(yīng)的大??；再加載過(guò)程中也對(duì)應(yīng)的存在應(yīng)力線性上升的階段EF，F(xiàn)點(diǎn)對(duì)應(yīng)應(yīng)力為再加載屈服點(diǎn)σr。層狀異構(gòu)復(fù)合材料的異質(zhì)變形誘導(dǎo)應(yīng)力（σHDⅠ）可通過(guò)以下公式計(jì)算[31]：

圖8 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料循環(huán)加卸載試驗(yàn)結(jié)果：（a） 復(fù)合材料循環(huán)加卸載應(yīng)力-應(yīng)變曲線；（b） 遲滯回線環(huán)的局部放大圖；（c） 典型的遲滯回線環(huán)示意圖；（d） 歸一化反向塑性應(yīng)變（εrp/εy）與歸一化應(yīng)變（εp/εy）之間的關(guān)系Fig.8 Loading-unloading-reloading (LUR) test results of Cu-Be/Cu layered composite materials with heterostructure：(a) cylic loading-unloading-reloading stress-strain curves of the composites; (b) magnified view of the hysteresis loops；(c) schematic diagram of typical hysteresis loop; (d) relationship between normalized reverse plastic strain (εrp/εy) and normalized strain (εp/εy)

利用歸一化反向塑性應(yīng)變（εrp/εy）與歸一化應(yīng)變（εp/εy）之間的關(guān)系，可以反映不同層間硬度比層狀異構(gòu)復(fù)合材料的包申格效應(yīng)演變情況，如圖8（d）所示。相同歸一化應(yīng)變量下，層間硬度比更高的層狀異構(gòu)復(fù)合材料具有更大的歸一化反向塑性應(yīng)變，表明高層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料具有更加明顯的包申格效應(yīng)。對(duì)于RCu-Be/Cu為3.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，歸一化反向塑性應(yīng)變隨著應(yīng)變量的增加呈現(xiàn)出上下波動(dòng)的變化規(guī)律，但總體上還是表現(xiàn)為緩慢增加，說(shuō)明材料的包申格效應(yīng)較弱。而對(duì)于RCu-Be/Cu分別為5.0和7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，隨著應(yīng)變量的增加，歸一化反向塑性應(yīng)變呈現(xiàn)出先迅速上升而后緩慢增加的變化趨勢(shì)，表明材料的包申格效應(yīng)在塑性變形初期迅速增大，隨著塑性變形過(guò)程的進(jìn)行，包申格效應(yīng)逐漸達(dá)到飽和。其中RCu-Be/Cu為5.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料的包申格效應(yīng)在塑性變形初期的增加速度低于RCu-Be/Cu為7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，但也在更大的應(yīng)變量下才達(dá)到飽和狀態(tài)。

根據(jù)式（2）定量計(jì)算了不同層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料中HDⅠ應(yīng)力，如圖9（a）所示。隨著應(yīng)變的增加，3種層狀異構(gòu)復(fù)合材料樣品的HDⅠ應(yīng)力均逐漸上升至趨于穩(wěn)定，且HDⅠ應(yīng)力水平也隨著層間硬度比的上升而增加，這與材料包申格效應(yīng)的變化規(guī)律基本一致。由此可見(jiàn)，層狀異構(gòu)復(fù)合材料包申格效應(yīng)的大小可在一定程度上反映材料HDⅠ強(qiáng)化的效果，LⅠ等[18]和GAO等[32]的研究中也報(bào)道了類似的結(jié)果。

圖9 Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料HDI應(yīng)力以及流變應(yīng)力、HDI應(yīng)力和有效應(yīng)力的應(yīng)變硬化率隨應(yīng)變變化情況：（a） 復(fù)合材料HDI應(yīng)力；（b） RCu-Be/Cu=3.0復(fù)合材料應(yīng)變硬化行為；（c） RCu-Be/Cu=5.0復(fù)合材料應(yīng)變硬化行為；（d） RCu-Be/Cu=7.0復(fù)合材料應(yīng)變硬化行為Fig.9 HDI stress and strain hardening rate of flow stress, HDI stress and effective stress of Cu-Be/Cu layered heterogeneous composite materials with applied strain：(a) HDI stress of the composites; (b) strain hardening behavior of the RCu-Be/Cu=3.0 composite；(c) strain hardening behavior of the RCu-Be/Cu=5.0 composite;(d) strain hardening behavior of the RCu-Be/Cu=7.0 composite

層狀異構(gòu)復(fù)合材料的應(yīng)變硬化由各向同性強(qiáng)化以及隨動(dòng)強(qiáng)化共同貢獻(xiàn)，其中隨動(dòng)強(qiáng)化作用力的大小與HDⅠ應(yīng)力相等[12]，因此對(duì)應(yīng)各向同性強(qiáng)化的有效應(yīng)力（σeff）以及有效應(yīng)力的應(yīng)變硬化率（θeff）可通過(guò)以下公式計(jì)算：

式（3）、式（4）中：σf為流變應(yīng)力，σHDⅠ為HDⅠ應(yīng)力，θ為層狀異構(gòu)復(fù)合材料的應(yīng)變硬化率，θHDⅠ為HDⅠ應(yīng)力的應(yīng)變硬化率（θHDⅠ=dσHDⅠ/dε）。

圖9（b）—圖9（d）為應(yīng)變硬化行為曲線線性降低階段（階段 Ⅲ）的不同層間硬度比的層狀異構(gòu)復(fù)合材料的應(yīng)變硬化率（θ,θHDⅠ,θeff）。如圖9（b）所示，對(duì)于RCu-Be/Cu為3.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，θeff與θ的變化趨勢(shì)基本一致，θHDⅠ呈現(xiàn)出隨應(yīng)變上升而緩慢降低的趨勢(shì)。其中，HDⅠ應(yīng)力產(chǎn)生的硬化作用（θHDⅠ）對(duì)材料整體應(yīng)變硬化的貢獻(xiàn)小于有效應(yīng)力產(chǎn)生硬化作用（θeff）的貢獻(xiàn)，材料的應(yīng)變硬化行為由有效應(yīng)力主導(dǎo)。因此，隨著應(yīng)變的增加，HDⅠ應(yīng)力產(chǎn)生的額外硬化逐漸無(wú)法抵消材料在有效應(yīng)力作用下產(chǎn)生的軟化[33]，故應(yīng)變硬化行為曲線階段 Ⅲ中材料額外應(yīng)變硬化率呈現(xiàn)出隨應(yīng)變上升而降低的趨勢(shì)。

如圖9（c）、圖9（d）所示，對(duì)于RCu-Be/Cu分別為5.0和7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，在應(yīng)變硬化行為曲線階段 Ⅲ中HDⅠ應(yīng)力和有效應(yīng)力交替主導(dǎo)材料的應(yīng)變硬化行為，臨界應(yīng)變分別為9.2%（RCu-Be/Cu=5.0）和4.6%（RCu-Be/Cu=7.0），與申格效應(yīng)達(dá)到飽和對(duì)應(yīng)的應(yīng)變值基本一致。RCu-Be/Cu為7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料在低應(yīng)變下（1.9%＜ε＜3.5%），HDⅠ應(yīng)力產(chǎn)生的硬化作用占比（θHDⅠ/θ）可高達(dá)75%以上，但隨著應(yīng)變的增加，θHDⅠ迅速降低；而對(duì)于RCu-Be/Cu為5.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料，其可在較大應(yīng)變范圍內(nèi)（3.0%～7.5%）保持較高的θHDⅠ/θ（接近60%），θHDⅠ應(yīng)變降低的速度也顯著低于RCu-Be/Cu為7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料。盡管HDⅠ應(yīng)力產(chǎn)生的硬化作用隨著應(yīng)變上升而降低，但是較高的HDⅠ硬化作用占比可以保證HDⅠ應(yīng)力產(chǎn)生的額外硬化抵消甚至超過(guò)材料在有效應(yīng)力作用下的軟化[33]。因此RCu-Be/Cu為7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料中額外應(yīng)變硬化率隨應(yīng)變基本不變，可參見(jiàn)圖6（c）；RCu-Be/Cu為5.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料中額外應(yīng)變硬化率隨應(yīng)變逐漸上升，可參加圖6（b）。

在塑性變形后期，由于硬相（Cu-Be層）中的前應(yīng)力（Forward stress）會(huì)協(xié)調(diào)硬區(qū)的塑性變形，限制HDⅠ硬化的作用，同時(shí)幾何必須位錯(cuò)的動(dòng)態(tài)回復(fù)作用增強(qiáng)，其累積速率明顯降低，因此HDⅠ硬化作用對(duì)材料應(yīng)變硬化的貢獻(xiàn)明顯降低[13]，有效應(yīng)力主導(dǎo)材料的應(yīng)變硬化行為。而材料中的有效應(yīng)力主要受到塑性變形過(guò)程中統(tǒng)計(jì)存儲(chǔ)位錯(cuò)（Statistically Stored Dislocations, SSDs）密度變化的影響[34]。塑性變形后期，統(tǒng)計(jì)存儲(chǔ)位錯(cuò)的動(dòng)態(tài)回復(fù)速率往往高于積累速率，導(dǎo)致有效應(yīng)力的應(yīng)變硬化率隨應(yīng)變?cè)黾佣档蚚8]，但RCu-Be/Cu分別為5.0和7.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料中有效應(yīng)力的應(yīng)變硬化率隨應(yīng)變?cè)黾踊静蛔兓蚓徛仙@可能是由于在HDⅠ應(yīng)力作用下Cu-Be層和Cu層中的硬滑移系開(kāi)動(dòng)，從而額外促進(jìn)了位錯(cuò)的增殖[15]。

通過(guò)對(duì)不同RCu-Be/Cu的層狀異構(gòu)復(fù)合材料的應(yīng)變硬化行為進(jìn)行綜合分析，可知材料的應(yīng)變硬化行為是影響材料強(qiáng)韌性的關(guān)鍵因素，通過(guò)引入層狀非均質(zhì)構(gòu)型設(shè)計(jì)，可使材料中產(chǎn)生HDⅠ強(qiáng)化，從而獲得額外的應(yīng)變硬化能力，有助于材料強(qiáng)韌性的提高。而層狀異構(gòu)復(fù)合材料中HDⅠ強(qiáng)化的效果與層間硬度比（即不同組元間的機(jī)械不相容性）密切相關(guān)，當(dāng)層間硬度比過(guò)小時(shí)，材料中HDⅠ硬化效果不明顯，有效應(yīng)力產(chǎn)生的硬化作用對(duì)材料整體的應(yīng)變硬化仍然占據(jù)主導(dǎo)地位，這與傳統(tǒng)均質(zhì)材料的應(yīng)變硬化行為相似。當(dāng)層間硬度比過(guò)高時(shí)，雖然可以獲得非常顯著的HDⅠ硬化效果，但是由于HDⅠ應(yīng)力在較低的應(yīng)變水平下（塑性變形初期）就達(dá)到飽和狀態(tài)，HDⅠ應(yīng)力的應(yīng)變硬化率隨應(yīng)變?cè)黾友杆俳档?，無(wú)法在較大的應(yīng)變范圍內(nèi)產(chǎn)生額外的應(yīng)變硬化，導(dǎo)致材料整體的應(yīng)變硬化率很快就降低至發(fā)生頸縮的水平。由此可推測(cè)，存在最佳的RCu-Be/Cu可使層狀異構(gòu)復(fù)合材料中產(chǎn)生顯著的HDⅠ硬化效果，保證HDⅠ應(yīng)力產(chǎn)生的硬化可在材料應(yīng)變硬化過(guò)程中占據(jù)主導(dǎo)作用，同時(shí)HDⅠ應(yīng)力在較高的應(yīng)變水平下才達(dá)到飽和狀態(tài)，進(jìn)而使得HDⅠ硬化可在較大的應(yīng)變范圍內(nèi)為材料提供額外的應(yīng)變硬化能力，從而大幅度提高材料的強(qiáng)韌性。

3 結(jié)論

本文研究了Cu-Be/Cu層狀異構(gòu)復(fù)合材料的異質(zhì)變形誘導(dǎo)（HDⅠ）強(qiáng)化行為，并探索了HDⅠ強(qiáng)化對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料應(yīng)變硬化行為的影響，進(jìn)而從材料應(yīng)變硬化的角度闡述了金屬組元層間硬度比（RCu-Be/Cu）對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料強(qiáng)韌性的影響，主要結(jié)論如下：

1）隨低溫時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，層狀異構(gòu)復(fù)合材料中各金屬組元層晶粒尺寸變化不大，Cu層平均晶粒尺寸為32.6 μm，約為Cu-Be層平均晶粒尺寸（12.2 μm）的2.7倍，顯微組織主要改變?yōu)镃u-Be層內(nèi)的析出物狀態(tài)，晶內(nèi)開(kāi)始出現(xiàn)明顯析出線條且晶界增粗；復(fù)合材料中Cu-Be層顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間增加顯著上升，而Cu層的顯微硬度基本保持不變，從而可獲得RCu-Be/Cu差異明顯（RCu-Be/Cu=3.0、 5.0、 7.0）的異質(zhì)結(jié)構(gòu)材料。

2）隨RCu-Be/Cu的升高，層狀異構(gòu)復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度逐漸升高、均勻伸長(zhǎng)率逐漸降低，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度均高于依據(jù)混合定律（ROM）的計(jì)算值，且均勻伸長(zhǎng)率均高于相應(yīng)的Cu-Be組元，其中RCu-Be/Cu為5.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料具有較優(yōu)的強(qiáng)度-塑性匹配。不同RCu-Be/Cu的層狀異構(gòu)復(fù)合材料的實(shí)際應(yīng)變硬化率均高于ROM計(jì)算值，但額外應(yīng)變硬化率隨著應(yīng)變?cè)黾映尸F(xiàn)出迥然不同的變化趨勢(shì)，表明RCu-Be/Cu會(huì)對(duì)層狀異構(gòu)復(fù)合材料的異質(zhì)變形誘導(dǎo)（HDⅠ）強(qiáng)化行為產(chǎn)生較大影響。

3）隨RCu-Be/Cu的升高，層狀異構(gòu)復(fù)合材料中HDⅠ應(yīng)力水平以及包申格效應(yīng)的變化規(guī)律基本一致，均發(fā)生顯著上升；過(guò)小的層間硬度比（RCu-Be/Cu=3.0）無(wú)法產(chǎn)生顯著的HDⅠ硬化作用，而過(guò)高的層間硬度比（RCu-Be/Cu=7.0）會(huì)導(dǎo)致HDⅠ硬化作用在塑性變形初期就達(dá)到飽和狀態(tài)并迅速降低。RCu-Be/Cu為5.0的層狀異構(gòu)復(fù)合材料中HDⅠ硬化在材料應(yīng)變硬化過(guò)程中占據(jù)主導(dǎo)作用，且可在較大應(yīng)變范圍內(nèi)為材料提供額外應(yīng)變硬化能力，故而獲得了較好的強(qiáng)韌性。