高應(yīng)變速率下等徑角擠壓高純粗晶鋁中的形變孿晶與退火孿晶

劉敬勇，盧 磊，鐘政燁

(西南交通大學 材料先進技術(shù)教育部重點實驗室，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)，對材料的強度、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、退火孿晶以及生長孿晶，這三種孿晶形成的難易均和材料的層錯能相關(guān)。在Cu和Fe這類中低層錯能金屬中，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，在高層錯能金屬中，由于拖拽不全位錯和先導(dǎo)不全位錯的復(fù)合，使得層錯恢復(fù)到正常的原子堆垛順序[4]，孿晶的形成較難。

鋁的層錯能約為172 mJ·m-2[5]，是一種典型的高層錯能金屬。Han等[6]通過等徑通道擠壓在單晶鋁中觀察到少量原子級別厚度的形變孿晶和層錯。對于鋁合金而言，其他元素的加入有效地降低了層錯能，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]通過動態(tài)等徑角擠壓(dynamic equal channel angular pressing, D-ECAP)，即同時實現(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到百微米級別的形變孿晶。Han等[10]認為，當晶粒尺寸大于一定值時，形成孿晶的臨界剪切應(yīng)力主要取決于層錯能以及取向，但粗晶鋁中百微米級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)當擠壓速率從0.18 mm·s-1提高至18 mm·s-1時，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，內(nèi)部溫度上升幅度達到70 ℃。而D-ECAP擠壓的速率能夠達到數(shù)百米每秒，應(yīng)變率可達到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，溫度還會促使材料在塑性變形過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。純銅在大塑性變形過程中，內(nèi)部的溫升會導(dǎo)致動態(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，至今鮮有報道。

本研究采用D-ECAP高應(yīng)變率和大剪切變形的優(yōu)點，在高純粗晶鋁中同時制備出了形變孿晶以及退火孿晶，利用EBSD表征手段對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 實驗材料與方法

實驗材料為高純鋁(99.999%，質(zhì)量分數(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實驗裝置示意圖，在炮筒中，壓縮氦氣瞬間從左側(cè)釋放推動鋁彈托向右運動。為降低鋁彈托與壓桿撞擊過程中的能量損失，在其前端粘一個厚度為4 mm的不銹鋼飛片。當鋁彈托攜帶不銹鋼飛片向右飛行至激光遮斷測速系統(tǒng)時，系統(tǒng)測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。當飛片撞擊到預(yù)先放置在D-ECAP模具中的壓桿時，動能傳遞給壓桿，從而推動高純鋁試樣完成瞬時的等徑角擠壓。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實驗裝置的結(jié)構(gòu)，無法測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，本實驗僅取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行EBSD表征，表征結(jié)果用HKL Channel 5軟件分析，原始標定率在90%以上。將取向差大于15°的晶界定義為大角度晶界，形變孿晶界的標定采用Brandon準則[15]，即偏離60°〈111〉 8.6°以內(nèi)的為∑3孿晶界。

2 實驗結(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、長軸尺寸分別在15～230 μm和50～850 μm之間變化。這是因為D-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通過計算晶粒內(nèi)部相鄰的掃描點之間的平均取向差，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源在變形過程中不斷產(chǎn)生位錯射向基體，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，使得孿晶偏離了標準的孿晶取向[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)標定，這也符合退火孿晶的特點。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)致局部儲存能存在差異，退火孿晶在后續(xù)的長大過程中朝著儲存能高的地方生長[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

多晶鋁中當晶粒尺寸小于15 nm時，位錯形成的臨界應(yīng)力高于形變孿晶，因此形變孿晶容易形成[20]。當晶粒尺寸逐漸增大時，形變孿晶形成的臨界剪切應(yīng)力大于位錯滑移，變形以位錯滑移的方式進行，此時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，位錯的纏結(jié)會抑制位錯進一步的運動[21]，且大的剪切變形在極短的時間內(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制去協(xié)調(diào)變形，導(dǎo)致高層錯能金屬鋁中出現(xiàn)形變孿晶。因此，當粗晶鋁經(jīng)過D-ECAP轉(zhuǎn)角處時，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。大剪切力將推動相鄰的{111}面不斷釋放Shockley不全位錯從而形成形變孿晶[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)每單位長度的退火孿晶密度(ρ)與殘余應(yīng)變(s)、層錯能(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容易形成。高應(yīng)變率變形產(chǎn)生的位錯分布更均勻且形成的位錯胞較小，位錯被困在位錯胞內(nèi)，阻礙了位錯重排及動態(tài)回復(fù)過程，因此變形基體中的位錯密度較高[21]，引起鋁在D-ECAP變形過程中的儲存能更高，即殘余應(yīng)變s更大；而且儲存能越高，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，這是因為殘余剪切變形能促進Shockley不全位錯的產(chǎn)生，從而促進退火孿晶的形成。

退火孿晶形成機制表明，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)層錯的概率，促進退火孿晶的形成。此外，本實驗形變孿晶的形成可能是因為D-ECAP變形過程中形成大量層錯[9]，層錯有助于退火孿晶的形成。

粗晶鋁中透鏡狀形變孿晶形成后，孿晶界與位錯相互作用將會導(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)了兩個峰，歸因于D-ECAP擠壓時間短，動態(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°，但退火孿晶的長大過程受到儲存能和曲率等因素的影響，孿晶沿著不同方向的長大速率不同[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，需要更多的實驗數(shù)據(jù)來闡明其機理。

圖5 圖2～4中KAM柱狀統(tǒng)計圖

4 結(jié)論

(1)利用D-ECAP加載手段在高純粗晶鋁中同時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能鋁中形成了百微米級的形變孿晶，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和復(fù)雜的位錯組態(tài)以及高儲存能在變形溫升作用下促進了退火孿晶的形成。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°。