多向壓縮強變形細化Al-Cu合金晶粒

張 奇，許曉嫦, ，胡 楠，李 良，雷 勇

(1.中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2.中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410083)

大塊超細晶材料(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性能[1?2]。因此，UFG 的制備方法一直以來都是材料領域的研究熱點之一。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，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。其二，以大塊材料為加工起點，依靠應力和塑性變形來顯著細化顯微組織。如近年來成為材料領域研究熱點的強塑性變形(SPD)[3]。采用SPD技術制備UFG材料不僅能避免加工中出現(xiàn)殘留空隙或粉末雜質污染，還可以克服傳統(tǒng)加工(如軋制、擠壓和鍛造)所導致金屬材料厚度及直徑尺寸減小的缺點。

研究比較多的 SPD方法有等徑角擠壓(ECAP)、高壓扭轉(HPT)[4?5]和多向鍛造(MAC/F)[6?7]等。國際上有關ECAP的文獻層出不窮，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(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(晶粒細化、第二相回溶、大角度晶界的形成等)對 SPD展開了全面、深入的理論研究。但是，對工藝簡單、低成本的MAC加工研究甚少，尤其是在MAC細化組織方面。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 MAC細化晶粒的可行性。LIU等[10]借助MAC加工研究強變形誘導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，進而對比分析獲得最佳加工參數(shù)。

1 實驗

實驗所用的材料是 Al-4Cu(質量分數(shù)，%)合金，首先加工成10 mm×10 mm×15 mm長方體試樣。于540 ℃鹽浴爐中固溶3 h后水淬，隨后采用190 ℃、16 h的時效工藝，獲得充分析出長大的θ″析出相。采用自行設計內(nèi)腔尺寸為10 mm×10 mm×15 mm的擠壓模，按應變軸 X→Y→Z→X進行換方向壓縮，如圖1所示。每道次擠壓產(chǎn)生的等效應變ε為0.4。試樣分別在室溫(RT)、50、60、70和100 ℃下進行多道次加工，每道次加工后進行中間退火處理(在加工溫度下保溫10 min)，采用MOS2潤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軸向垂直中心面，厚度約 1 mm，進行維氏硬度測試和透射電鏡觀察。采用HV?10維氏硬度計測定合金硬度；每個狀態(tài)取兩個硬度試樣，每個試樣在表面和中心附近分別測試 5個點，取平均值。透射電鏡試樣經(jīng)機械雙面減薄到80 μm以下，再在MTP?1電解雙噴儀上進行減薄，電解液為 30%HNO3+70%CH3OH(體積分數(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)試樣的組織結構，加速電壓為200 kV。

2 結果與分析

2.1 加工狀態(tài)與硬度測試

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

MAC加工溫度低于50 ℃基本不影響試樣的最大累積應變量；60 ℃是提高累積應變量的溫度轉變點，隨后加工道次隨加工溫度的進一步提高而提高。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加工的最大累積應變量與對應硬度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 ℃對最大累積應變量的影響很小，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，進而深入分析溫度參數(shù)對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)位錯纏結態(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(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，長為0.2～0.5 um)，以拉長狀為主，含少量等軸狀。總之，室溫MAC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)，在硬度檢測上體現(xiàn)為表面和心部硬度相差很小，約 4 HV(見表1)；拉長晶?；巨D變?yōu)榈容S晶；并且有顆粒狀第二相在晶界和位錯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)所示分別為對應60 ℃和70 ℃加工高倍組織照片，對比分析其組織區(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化均勻。并且圖4(c)和(d)表明了相對 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數(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；再析出第二相進一步粗化、量化。這些組織特征導致硬度出現(xiàn)迅速降低，接近未變形時效態(tài)見硬度測試結果。

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小亞晶不穩(wěn)定，出現(xiàn)合并長大傾向(如圖6(c)所示)，因此，相對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獲得理想組織狀態(tài)(等軸狀、均勻分布的細小亞晶，并且具有一定大角度晶界百分比)是本研究的重點。下面結合 MAC變形方式的特征、SPD晶粒細化的機理和不同加工狀態(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速率，從而獲得更大的累積應變量?；貜湍芰Φ奶岣哂袃煞矫娴淖饔茫浩湟皇怯捎阡X的層錯能比較高，位錯易通過交滑移和攀移進行對消和重新排列，而外加應力的驅動和熱激活加快了這一過程的進行[11]；如圖4和6所示，在60 ℃以上加工時，由于變形能和溫度的驅動，在高密度位錯和晶界處析出顆粒狀第二相，能減少母相內(nèi)的應變能，降低自由能，使材料趨于穩(wěn)定化[12]。亞晶長大的驅動壓力p=αγs/R，其中γs是亞晶界能，R是亞晶的曲率半徑，所以亞晶長大的速率是亞晶間取向差的函數(shù)[11]。MAC加工獲得的細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攀移和交滑移進行合并。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，位錯攀移和交滑速率還很慢，位錯對消和重排對提高回復能力的影響比較?。欢藭r第二相的再析出軟化對提高60和70 ℃加工過程中的回復能力就起到很大的作用。然而，MAC加工過程中行成的細小亞晶在100 ℃環(huán)境下表現(xiàn)出不穩(wěn)定性，出現(xiàn)合并長大現(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)是建立在材料回復能力明顯增強的前提下，因此，70 ℃加工過程中形成位錯更容易通過交滑移和攀移進行對消，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變形晶粒細化機理和MAC變形方式特點密切相關。

材料加工過程隨著應變量的增加可分為兩個不同階段。在低于某一應變值下，進行穩(wěn)定連續(xù)流變(這一臨界應變值根據(jù)加工狀態(tài)而定，在 1.0～4.0范圍內(nèi)變化[13])，對應組織結構的演變可用位錯反應機制來解釋，見文獻[14]。在中等應變量時，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個區(qū)域則做剛性平動。

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

LANGDON[3]認為強變形獲得的超細晶是不同剪切帶交叉相遇后發(fā)生反應造成晶粒組織破碎的結果，并定義帶寬δ為晶粒細化的極限。HARREN等[15]研究平面應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。這些研究結果能很好地解釋本實驗中的現(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 ℃時加工晶粒細化的極限也為0.1 μm。這對LANGDON[3]定義帶寬δ為晶粒細化的極限也做出了有力的證實。

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。這種變形的不均勻導致組織分布不均勻，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：在初始階段，剛性區(qū)外的試樣沿 aa?bb、a′a′?b′b′等滑移線做簡單剪切變形，該過程持續(xù)的時間很短試樣便處于圖8(b)位置，此時試樣只沿著圖中兩個剪切帶變形；隨著變形的繼續(xù)，剛性區(qū)進一步擴大，試樣最終處于(c)位置，沿著 AOA′和 BOB′滑移線變形方式為簡單剪切，而沿著O′OO′軸則變?yōu)榧兗羟小ARREN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，隨著應變量的增大才逐漸貫穿整個材料。因此，這種低道次加工組織不均性與剪切帶相互作用細化組織機理也存在本質的關系?？梢酝ㄟ^提高加工道次來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 結論

1)100 ℃加工過程中形成的細晶組織不穩(wěn)定，出現(xiàn)亞晶合并長大現(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)定性以及強變形組織細化機理(剪切帶相互作用)密切相關。

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，相對而言具有更高的大角度晶界分布比例。

[1]WANG Q J, DU Z Z, LUO L, WANG W.Fatigue properties of ultra-fine grain Cu-Cr alloy processed by equal-channel angular pressing[J].Alloys and Compounds, 2012, 526∶ 39?44.

[2]LEE T, KOYAMA M, TSUZAKI K, LEE Y H, LEE C S.Tensile deformation behavior of Fe-Mn-C TWIP steel with ultrafine elongated grain structure[J].Materials Letters, 2012, 75∶169?171.

[3]LANGDON T G.The characteristics of grain refinement in materials processed by severe plastic deformation[J].Rev Adv Mater Sci, 2006, 13∶ 6?14.

[4]CIZEK J, PROCHAZKA I, SMOLA B, STULIKOVA I, KUZEL R, MATEJ Z, CHERKASKA V, ISLAMGALIEV R K,KULYASOVA O.Microstructure and thermal stability of ultra fine grained Mg-based alloys prepared by high-pressure torsion[J].Materials Science and Engineering, 2007, 462∶121?126.

[5]PAUL H, BAUDIN T, KUDLACZ K, MORAWIEC A.Recrystallization in ultra-fine grain structures of AA3104 alloy processed by ECAP and HPT[J].Materials Science Forum, 2012,715/716∶ 346?353.

[6]PADAP A K, CHAUDHARI G P, NATH S K.Ultrafine-grained HSLA steel processed using MAF∶ Dry sliding wear and corrosion behavior[J].Materials Science Forum, 2012, 710∶276?281.

[7]CHERUKURI B, SRINIVASAN R.Properties of AA6061 processed by multi-axial compression/forging (MAC/F)[J].Materials and Manufacturing Processes, 2006, 21(5)∶ 519?525.

[8]VALIVE R Z, LANGDON T G.Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain refinement[J].Progress in Materials Science, 2006, 51∶ 881?981.

[9]KUNDU A, KAPOOR R, TEWARI R.Severe plastic deformation of copper using multiple compression in a channel die[J].Scripta Materialia, 2008, 58∶ 235?238.

[10]LIU Zhi-yi, CHEN Xu.The dissolution behavior of phase in Al-Cu binary alloy during equal channel angular pressing and multi-axial compression[J].Materials Science and Engineering A,2010, 527∶ 4300?4305.

[11]余永寧.材料科學基礎[M].北京∶ 高等教育出版社, 2006.YU Yong-ning.Fundamental of material science[M].Beijing∶Higher Education Press, 2006.

[12]張孜昭, 許曉嫦, 劉志義.強變形誘導形成的Al-Cu合金過飽和固溶體在繼續(xù)變形時的再析出[J].中國有色金屬學報,2009, 19(11)∶ 1962?1968.ZHANG Zi-zhao, XU Xiao-chang, LIU Zhi-yi.Re-precipitate behavior of supersaturated solid solution of Al-Cu alloy caused by severe plastic deformation during subsequent deformation[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2009,19(11)∶ 1962?1968.

[13]SEGAL V M.Severe plastic deformation∶ simple shear versus pure shear[J].Materials Science and Engineering A, 2002, 338∶331?344.

[14]HANSEN N.Cold deformation microstructures[J].Materials Science and Technology, 1990, 6∶ 1039?1047.

[15]HARREN S V, DEVE H E, ASARO R J.Shear band formation in plane strain compression[J].Acta Metal, 1988, 36(9)∶2435?2480.