近20年來, 大塑性變形(SPD)納米結(jié)構(gòu)材料已經(jīng)取得了很大進(jìn)展, 利用大塑性變形方法制備的納米結(jié)構(gòu)金屬和合金往往具有一系列不同尋常的物理、化學(xué)和力學(xué)性能, 因而可在各種結(jié)構(gòu)和功能材料中得到廣泛應(yīng)用[1–6] 作為一種重要的不可熱處理合金, Al–Mg合金(5xxx系列)是迄今為止在低溫儲罐、鋁墻板、照明產(chǎn)品、內(nèi)存磁盤基板、船用發(fā)動機(jī)部件等方面應(yīng)用最廣泛的鋁合金材料[7, 8] 同時, 由于Al–Mg合金與2xxx系列和7xxx系列鋁合金相比, 可再生能力更強(qiáng)、密度更低且成本更低, 已被廣泛用于車身內(nèi)部面板等汽車部件[8] 研究表明, 以Mg為主要添加元素的 SPD Al–Mg合金, 其性能如加工硬化速率、熱穩(wěn)定性、位錯增殖能力、晶粒細(xì)化均得以提高, 從而可提高合金的強(qiáng)度和伸長率[9–11] 因此, 二元Al–Mg合金已經(jīng)引起基礎(chǔ)研究和技術(shù)發(fā)展的廣泛關(guān)注

目前SPD金屬材料的性能與微觀結(jié)構(gòu)之間的對應(yīng)關(guān)系仍未得到令人滿意的理論解釋[5] 例如, 當(dāng)晶粒尺寸減小到100 nm以下時, 納米晶材料的強(qiáng)度和晶粒尺寸之間可能會偏離正常的Hall–Petch關(guān)系, 此時材料的強(qiáng)度還取決于其晶界結(jié)構(gòu)缺陷等因素[5, 12] 因此, SPD合金的強(qiáng)化不僅和常規(guī)強(qiáng)化機(jī)制相關(guān), 還取決于某些新的強(qiáng)化機(jī)制如納米孿晶、非平衡晶界等的作用[1, 5, 6] 高壓扭轉(zhuǎn)(HPT)是SPD中最有前途的技術(shù)之一, 是大塑性變形中細(xì)化晶粒能力最強(qiáng)的技術(shù)[13], 能制備出晶粒尺寸小于100 nm的納米結(jié)構(gòu)材料[2, 14, 15] 隨著近年來新的HPT技術(shù)的不斷開發(fā), HPT材料在需很小尺寸零件的微機(jī)電系統(tǒng)(MEMS)、需高強(qiáng)度和生物兼容性的生物醫(yī)用材料(如生物植入用微型的彈簧、螺絲等)、需高力學(xué)性能的墊圈以及用粉末固結(jié)法制備功能材料(如儲氫材料和磁性材料) 等方面已經(jīng)顯示出很好的應(yīng)用前景[16] 由此可見, 對HPT材料成分、組織和性能及其相關(guān)技術(shù)的進(jìn)一步研究及開發(fā), 具有重要的理論和應(yīng)用價值 本文對不同成分的二元Al–Mg合金和一種商用AA5182鋁合金在室溫下進(jìn)行了高壓扭轉(zhuǎn)大塑性變形實(shí)驗(yàn), 用 HRTEM 對HPT材料的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了研究, 討論了HPT Al–Mg合金的晶粒細(xì)化機(jī)制以及非平衡晶界對材料微觀結(jié)構(gòu)的形成及其性能的影響

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為三種二元Al–Mg(0.5%, 1.0%, 2.5%Mg, 質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金和一種商用AA5182 (Al–4.1Mg–0.35Mn–0.13Si–0.32Fe, 質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)鋁合金 不同成分的鋁合金錠由直接水冷半連續(xù)鑄造工藝制備, 隨后進(jìn)行均勻化處理, 均勻化處理工藝為420℃保溫6 h后, 以300℃/h的冷卻速度冷卻至室溫 高壓扭轉(zhuǎn)試樣從均勻化后的鋁合金錠上切取, 在室溫、壓力6 GPa和轉(zhuǎn)速1.0 r/min工藝條件下高壓扭轉(zhuǎn)變形 HPT前的原始尺寸為分別f20 mm×0.5 mm和f20 mm×2 mm, 前者扭轉(zhuǎn)5圈, 后者扭轉(zhuǎn)10圈, HPT后試樣的尺寸分別約為f20 mm×0.2 mm和f20 mm×0.6 mm

采用JEM–2010型透射電鏡(TEM)和JEM–2010F型HRTEM觀察材料的微觀結(jié)構(gòu), 點(diǎn)分辨率可達(dá)0.23 nm, 工作電壓為200 kV 透射電鏡試樣直接從高壓扭轉(zhuǎn)樣品的邊緣用沖孔器沖孔成f3 mm的圓片, 隨后用Gatan手動研磨盤將圓片減薄至30~70 μm, 再用Gatan凹坑儀減薄至15 μm左右, 最后用Gatan精密離子減薄儀減薄到電子束能透明的厚度(即剛開始穿孔時)

2 結(jié)果與分析2.1 微觀結(jié)構(gòu)特征

X射線衍射(XRD)分析表明[17], 經(jīng)HPT變形后Al–0.5Mg、Al–1.0Mg、Al–2.5Mg和AA5182合金的平均晶粒分別為86 nm、75 nm 、60 nm和46 nm 可見, 隨著Mg含量從0.5%增加到4.1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)), 平均晶粒尺寸從86 nm下降到46 nm, 平均晶粒尺寸隨含Mg量的增加明顯降低 根據(jù)TEM暗場像技術(shù)分析結(jié)果[17], HPT Al–0.5Mg合金晶粒尺寸在50-580 nm之間, Al–2.5Mg合金晶粒尺寸在20-190 nm之間, AA5182合金晶粒尺寸在10-180 nm之間 因此, HPT Al–Mg合金中的晶粒尺寸分布很不均勻, 不同尺寸的晶粒共存, 晶粒尺寸呈對數(shù)正態(tài)分布, 且隨著鎂含量增加, 晶粒尺寸分布越來越均勻[17] 圖1a為高壓扭轉(zhuǎn)納米晶AA5182鋁合金的典型TEM照片及其選區(qū)衍射(SAD)花樣 SAD花樣的選區(qū)大小為f2.54 μm 由SAD花樣中的衍射環(huán)可見, 高壓扭轉(zhuǎn)AA5182鋁合金晶粒之間的位向差呈現(xiàn)出隨機(jī)分布的特點(diǎn), 可能存在小角度晶界(LAGB, 位向差小于15°的晶界)和大角度晶界(HAGB)并存 隨著進(jìn)一步的塑性變形, 晶界之間的位向差會逐步加大, 最終從LAGB轉(zhuǎn)變?yōu)镠AGB [18] 由圖1a的TEM照片可知, 高壓扭轉(zhuǎn)AA5182鋁合金的晶粒尺寸非常小, 其平均晶粒尺寸已經(jīng)遠(yuǎn)小于100 nm的納米尺度, 且同樣存在不同尺寸大小的晶粒, TEM和XRD測得其平均晶粒尺寸分別為71 nm和46 nm[17] 對大塑性變形納米結(jié)構(gòu)材料, TEM測得的平均晶粒尺寸通常大于XRD測定結(jié)果 造成這種差別的原因是, TEM僅能分辨出有明顯輪廓的晶粒 (如大角度晶界之間的晶粒), 如果晶粒之間的位向差很小, TEM可能將這些晶粒視為相同晶粒, 即這些晶粒的晶界 (如小角度晶界、亞晶界) TEM難以區(qū)分; 而 XRD可分辨出材料中具有很小畸變的區(qū)域, 因而XRD還可區(qū)分具有很小位向差的小角度晶界、亞晶界, 即XRD可同時測定出大角度晶界分割的晶粒和具有很小位向差的亞晶晶粒



圖1高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中典型晶粒的TEM像

Fig.1TEM images of typical grain structures observed in the HPT Al–Mg alloy: (a) bright–field image with a SAD pattern inset of AA5182 alloy; (b) dislocation free grain with sharp boundaries of AA5182 alloy; (c) grain with non–equilibrium boundaries of Al–0.5Mg alloy; (d) dislocation cell structures inside a larger grain with high density of dislocations of Al–0.5Mg alloy

由上可見, HPT大塑性變形Al–Mg合金具有非常復(fù)雜的微觀組織結(jié)構(gòu), 可同時存在不同位向差的晶界, 而且晶粒尺寸分布也不均勻 眾所周知, 不同位向差的晶界及不同尺寸大小的晶粒, 可呈現(xiàn)出不同的晶界結(jié)構(gòu) 本文的TEM分析表明, 在一些小于100 nm的較小晶粒中, 其晶界往往清晰平直, 晶內(nèi)晶界無位錯, 晶內(nèi)也不存在亞晶或位錯胞 圖1b為高壓扭轉(zhuǎn)AA5182鋁合金中無位錯晶粒晶界的典型TEM照片 該晶粒的尺寸約為50 nm, 與周圍晶粒之間的關(guān)系呈現(xiàn)出HAGB的特征 這種清晰平直無位錯的晶界, 可能是通過大應(yīng)變下的連續(xù)動態(tài)回復(fù)而形成的[19], 因而通常是處于平衡狀態(tài)的大角度晶界

在尺寸范圍為100-200 nm的晶粒中, 經(jīng)常觀察到一些處于非平衡狀態(tài)的晶界 圖1c是HPT Al–0.5Mg合金中的這種非平衡晶界的典型TEM圖像, 其晶粒尺寸約為200 nm 由圖1c可見, 盡管這種晶粒的晶內(nèi)可能也無位錯, 但是該晶粒晶界是彎曲的, 且晶界的TEM圖像往往呈現(xiàn)出明暗相間的條帶, 即晶界具有強(qiáng)烈擴(kuò)展的等厚消光輪廓線 (thickness extinction contours [20]), 表明晶界附近產(chǎn)生了很高的長程彈性應(yīng)力, 晶界處于高能狀態(tài) 具有高能量和長程彈性應(yīng)力的這種晶界可以儲存大量的晶格位錯[21], 因而晶界處于非平衡狀態(tài), 是非平衡晶界

在尺寸大于200 nm的大晶粒內(nèi)經(jīng)常存在極高密度的位錯, 大晶粒往往由幾個亞晶或位錯胞結(jié)構(gòu)組成 圖1d是HPT Al–0.5Mg合金中約500 nm大晶粒的TEM圖像 該晶粒內(nèi)部不僅存在很高密度的位錯, 而且這個大晶粒已經(jīng)被分割為幾個亞晶和位錯胞結(jié)構(gòu), 即該大晶粒是由幾個亞晶和位錯胞組成 如前所述, 這些亞晶和位錯胞之間的晶粒位向差通常都屬于LAGB的范疇, 因而也會隨著進(jìn)一步的塑性變形使位向差逐步加大, 最終從LAGB轉(zhuǎn)變?yōu)镠AGB[18] 值得注意的是, 大晶粒內(nèi)部和亞晶界附近存在的高密度位錯, 表明大晶粒本身及其亞晶界均由于大塑性變形承受了很高的應(yīng)變, 均處于高能的非平衡狀態(tài), 因而也是典型的非平衡晶界和亞晶界



圖2高壓扭轉(zhuǎn)Al–0.5Mg合金300 nm較大晶粒中位錯的HRTEM像

Fig.2HRTEM [1?1?0] images taken from the HPT Al–0.5Mg alloy, showing a high density of 60° full dislocations on the (11?1?) plane within about 300 nm grain: (a) HRTEM image of the grain with the FFT pattern inset transformed from the image in Fig.2a; (b) an inverse Fourier image transformed from the FFT pattern in Fig.2a using the (000) and pair of (11?1?). The ellipses show examples of dislocation dipoles. The black circles mark interstitial loops and the white circles mark vacancy loops

2.2 位錯特征

大塑性變形可明顯提高金屬材料中的位錯密度, 增大彈性應(yīng)力場, 增強(qiáng)位錯間及位錯與其它缺陷的交互作用, 增加位錯運(yùn)動的阻力, 產(chǎn)生位錯強(qiáng)化, 從而提高材料的強(qiáng)度[17] XRD測試結(jié)果顯示, HPT Al–Mg合金中的平均位錯密度在0.37×1014m–2 ～ 4.97×1014m–2之間[17] 但是, 大量HRTEM結(jié)果表明, 高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金較大晶粒晶界附近的局部位錯密度可高達(dá)1017m–2, 比XRD測得的平均位錯密度高出2–3個數(shù)量級 圖2a為HPT后Al–0.5Mg合金中約300 nm大晶粒晶界附近的HRTEM圖像和該圖像的傅立葉變換圖譜 (FFT) 圖2b為選取FFT圖譜中成對的(11 ?1?)及相應(yīng)的(000)斑點(diǎn)進(jìn)行逆傅立葉變換, 得到的(11 ?1?)晶面的晶格條紋像(IFFT圖像) 由圖2b可見, 該晶粒晶界附近(11 ?1?)面上存在極高密度的位錯, 其局部位錯密度高達(dá)2.43×1017 m–2, 比XRD測得[17]的平均位錯密度0.37×1014 m–2高3個數(shù)量級 這些位錯大多數(shù)為1/2<110>型的60°位錯[22], 且往往與柏氏矢量大小相同但方向相反的位錯偶[23] (圖2b中橢圓虛線所示的兩個成對出現(xiàn)的位錯) 的形式出現(xiàn), 同時大量存在間隙型 (圖2b中黑色圓圈所示) 和空位型 (圖2b中白色圓圈所示) 的位錯環(huán) 間隙型位錯環(huán)是指兩條完整晶格條紋之間嵌入一段短晶格條紋, 空位型位錯環(huán)是指兩條完整晶格條紋之間的一條晶格條紋中間失去一段短晶格條紋而斷開[18] 圖2的HRTEM分析與圖1d的TEM分析結(jié)果完全一致, 即在尺寸大于200 nm的大晶粒內(nèi), 經(jīng)常存在很高密度的位錯 位錯偶和位錯環(huán)的形成機(jī)制及其對變形過程的影響尚不清楚[23, 24] Ma等[23]認(rèn)為, 由于應(yīng)變場的屏蔽作用, 位錯偶僅產(chǎn)生短程作用力, 在外加應(yīng)力下較易運(yùn)動, 因而對長程內(nèi)應(yīng)力場和材料整體強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可能較小 但是, 有理由相信, 這些位錯偶和位錯環(huán)可能是由于極度塑性變形引起較高的局部應(yīng)力造成的 因此, 位錯偶和位錯環(huán)的引入, 增加了儲存的彈性能[25], 從而使晶界的能量更高

如前所述, 在一些小于100 nm的較小晶粒中, 其晶界往往清晰平直, 晶內(nèi)晶界無位錯(圖1b) 高分辨透射電鏡也經(jīng)常觀察到這樣的無位錯小晶?；騺喚?圖3a為高壓扭轉(zhuǎn)AA5182合金中一個尺寸約為20 nm亞晶粒的HRTEM圖像和該亞晶 (即白色方框) 的傅立葉變換圖譜(FFT) 對該亞晶的傅立葉變換圖譜進(jìn)行標(biāo)定, 可確定圖3a的電子束方向平行于該亞晶的晶帶軸[1 ?1?0] 此時, 分別選取FFT圖譜中的成對的(11 ?1?)和(111)及相應(yīng)的(000)斑點(diǎn)進(jìn)行逆傅立葉變換, 即可得到(11 ?1?)和(111)晶面的晶格條紋像 (IFFT圖像), 隨后根據(jù)所得到IFFT圖像就可以分別確定(11 ?1?)和(111)晶面上的位錯[26] 由圖3b可見, 該亞晶的(11 ?1?)面上不僅沒有位錯, 而且晶格條紋平直, 無晶格畸變



圖3高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中20 nm小晶粒的HRTEM圖像

Fig.3Fig.3 HRTEM [1?1?0] images in the HPT AA5182 alloy: (a) a small 20 nm subgrain with the FFT pattern inset transformed from the white frame in (a); (b) an inverse Fourier image transformed from the FFT pattern in (a) using the (000) and pair of (11?1?), showing free of dislocations on the (11?1?) plane

2.3 晶界結(jié)構(gòu)

眾所周知, 最簡單的小角度晶界是對稱傾側(cè)晶界, 它是由一系列相隔一定距離的刃型位錯垂直排列而構(gòu)成[27] 在高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中同樣存在這種可以用位錯描述的小角度晶界 圖4是高壓扭轉(zhuǎn)AA5182鋁合金中一個小角度晶界的HRTEM圖像 如圖4a所示, 晶粒C和D享有一個共同的[1 ?1?0]晶帶軸, 兩晶粒間位向差約為6°, 是小角度晶界 圖4b是圖4a的逆傅立葉濾波圖像 由圖4b可見, 兩個晶粒的晶界上存在幾個位錯, 這些位錯分別分布在兩個晶粒的 (111)C (圖中白色“T”) 和 (111)D (圖中黑色“T”) 面上, 均是柏氏矢量為1/2<110>型的60°全位錯[22] 通常, 小角度晶界中的位錯間距可以用簡化的Frank公式來計(jì)算[22]: d = b/θ, θ是兩晶粒的位向差, b是柏氏矢量 對于鋁中的60°全位錯, b=0.2863 nm, 而角度為6°的小角度晶界計(jì)算得到的位錯間距是2.7 nm 這一計(jì)算值與圖4b中實(shí)測的位錯間距約2.6 nm基本一致 因此, 這個LAGB可以用簡化的Frank公式來描述, 即晶界上存在的位錯是形成該晶界幾何必需的位錯 (geometrically necessary dislocation) Valiev等[28]把這些幾何必需位錯稱為內(nèi)稟位錯 換句話說, 這個小角度晶界并不包含外稟位錯, 因而處于平衡狀態(tài), 是平衡晶界



圖4高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中小角度平衡晶界的HRTEM圖像

Fig.4HRTEM [1?1?0] images of an equilibrium LAGB in the HPT AA5182 alloy: (a) HRTEM image of grains C and D, showing the two grains share a common [1?1?0] zone axis; (b) an inverse Fourier image transformed from the image in (a), showing 60° full dislocations on two (111) planes at the boundary. Dislocations on (111)C and (111)D planes in (b) are indicated with white and black ‘T’, respectively

大量HRTEM分析表明, 在高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中的小角度晶界往往處于非平衡狀態(tài), 為非平衡晶界, 因而不能用位錯模型描述 圖5a是高壓扭轉(zhuǎn)AA5182鋁合金中一個小角度非平衡晶界的HRTEM圖像, 圖5b為該圖像 (11 ?1?) 晶面的晶格條紋像 (IFFT圖像) 如圖5b所示, 晶粒A2和A3間的位向差約為7°, 是小角度晶界, 兩個晶粒晶界的 (11 ?1?) 上存在大量柏氏矢量為1/2<110>型的60°全位錯 再次根據(jù)簡化的Frank公式, 計(jì)算得到角度為7°的小角度晶界的位錯間距是2.34 nm 然而, 實(shí)際測得的 (11 ?1?) 平面上的位錯間距只有約0.8 nm, 遠(yuǎn)小于計(jì)算值 這就意味著該小角度晶界不能用簡化的Frank公式來描述, 其晶界附近存在很多非幾何必需的外稟位錯 因此, 這個小角度晶界處于高能量的非平衡狀態(tài), 屬于非平衡晶界[28] 與圖2b類似, 圖5b中一些位錯也以位錯偶的形式出現(xiàn)在晶界附近, 從而增加了儲存的彈性能[25], 使晶界的能量更高



圖5高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中小角度非平衡晶界的HRTEM圖像

Fig.5HRTEM [1?1?0] images of a non-equilibrium LAGB in the HPT AA5182 alloy, showing 60° full dislocations on the (11?1?) plane at the boundary: (a) HRTEM image of the non-equilibrium LAGB; (b) an inverse Fourier image transformed from the image in (a). Dislocations are indicated with white “T”

有關(guān)大塑性變形材料中大角度晶界的形成機(jī)制尚不清楚[29] HRTEM分析表明, 在高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中經(jīng)常存在一些特殊的大角度晶界 圖6a是高壓扭轉(zhuǎn)Al–0.5Mg鋁合金中一個大角度晶界的HRTEM圖像, 圖6b是圖6a的的FFT圖譜 圖6a、b均清楚地表明, 晶粒A和B享有一個共同的[1 ?1?0]晶帶軸, 兩晶粒間位向差約為21.5°, 超過了小角度晶界的極限值15°, 是大角度晶界 由圖6a可見, 兩個晶粒的晶界附近存在大量位錯, 這些位錯分別分布在兩個晶粒晶界附近的 {111}A (圖中白色“T”) 和 {111}B (圖中黑色“T”) 面上, 即A和B兩晶粒晶界附近的 (11 ?1?) 和 (111) 兩個滑移面上均有位錯, 這些位錯仍然是柏氏矢量為1/2<110>型的60°全位錯 這個HAGB同樣不能用簡化的Frank公式來描述, 而且晶界附近存在如此多的晶格位錯對大角度晶界而言是非常罕見的[22] 此外, 該HAGB附近存在嚴(yán)重的晶格畸變 (圖6a) 因此, 有理由相信, 這種具有極高位錯密度和嚴(yán)重晶格畸變的HAGB仍處于高能量的非平衡狀態(tài) 換句話說, A和B兩晶粒間的HAGB可被稱為非平衡的大角度晶界



圖6高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中大角度非平衡晶界的HRTEM圖像

Fig.6HRTEM [1?1?0] images of a non-equilibrium HAGB in the HPT Al–0.5Mg alloy: (a) HRTEM image of grains A and B, showing the two grains share a common [1?1?0] zone axis; (b) the FFT pattern transformed from (a). Dislocations on {111}A and {111}B planes in (a) are indicated with white and black ‘T’, respectively

2.4 Σ9 大角度晶界

一些特殊的大角度晶界通?？捎弥睾衔恢命c(diǎn)陣 (CSL, coincidence site lattice) 模型描述[26, 30-32] 在高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中同樣存在這種可以用CSL模型描述的大角度晶界 圖7為用HRTEM觀察到的高壓扭轉(zhuǎn)AA5182鋁合金中一個 Σ = 9的大角度晶界(一種特殊的孿晶界)及其傅立葉變換圖譜 Σ 表示重位點(diǎn)陣, 是晶體點(diǎn)陣與重位點(diǎn)陣的比值; Σ的倒數(shù)稱為重合位置密度, 是重位點(diǎn)陣占原有晶體點(diǎn)陣的分?jǐn)?shù)[30] 仔細(xì)分析圖7中的HRTEM圖像及其FFT圖譜發(fā)現(xiàn), 相鄰的A和C兩晶粒享有一個共同的[1 ?1?0]晶帶軸, 兩晶粒間位向差約為39° (Σ9晶界理想的位向差是38.94°[26, 31]), 其孿晶系為 {221}[1 ?1?0], 與其它面心立方金屬中的Σ9孿晶系[26, 31]相同 可見, 由圖7中的HRTEM圖像和FFT圖譜均可證實(shí), A和C兩晶粒之間的晶界為Σ9大角度晶界 由CSL模型可知, Σ9晶界上每9個點(diǎn)陣中就有一個點(diǎn)陣是組成晶界相鄰晶粒所共享的點(diǎn)陣, 晶界上原子排列的畸變程度小于通常晶界原子隨機(jī)排列的大角度晶界 因此, Σ9大角度晶界的界面能較低, 可稱為平衡晶界[26]



圖7高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中Σ9大角度晶界的HRTEM圖像

Fig.7HRTEM [1?1?0] image of a Σ9 high angle boundary in the HPT AA5182 alloy. The FFT pattern (inset), indicating the Σ9 GB formed between grains A and C

3 討論3.1 晶粒細(xì)化機(jī)制

眾所周知, 應(yīng)變細(xì)化作用是大塑性變形過程晶粒細(xì)化的主要因素之一[22] 本文Al–Mg合金經(jīng)高壓扭轉(zhuǎn)大塑性變形后, 其等效應(yīng)變值可高達(dá)604[17] 在高應(yīng)變作用下, 位錯胞結(jié)構(gòu)(圖1d)、小角度平衡晶界(圖4)和非平衡晶界(圖5和圖6)的形成, 促進(jìn)了大晶粒的分割和分解, 晶粒間的位向差隨應(yīng)變的增加不斷增加, 當(dāng)應(yīng)變足夠大時, 小角度晶界就可能轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы? 從而使晶粒得到細(xì)化

如前所述, 在高壓扭轉(zhuǎn)大塑性變形Al–Mg合金中, 隨著Mg含量從0.5%增加到4.1%, 平均晶粒尺寸從86 nm減到46 nm 可見, 除了應(yīng)變細(xì)化作用以外, Mg含量在晶粒細(xì)化過程中起到了關(guān)鍵作用 Mg含量的增加可使更多的位錯被溶質(zhì)原子俘獲, 意味著有更多的位錯可用于形成亞晶(圖3-5)和位錯胞結(jié)構(gòu)(圖1d), 即表明大晶粒分裂為亞結(jié)構(gòu)的位錯源大大增加; 而且, Mg溶質(zhì)原子可促進(jìn)位錯偶和位錯環(huán)的形成(圖2b), 這些缺陷有助于引起位錯間強(qiáng)烈的交互作用, 從而促進(jìn)由于大應(yīng)變下動態(tài)再結(jié)晶而引起的晶粒細(xì)化 同時, 文獻(xiàn)[17]研究結(jié)果表明, 存在于高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金晶粒中的高密度層錯和微孿晶, 可進(jìn)一步促進(jìn)晶粒和亞晶的分割和分解, 從而也在晶粒細(xì)化過程中起到了關(guān)鍵作用

基于實(shí)驗(yàn)結(jié)果和上述分析, 可得出高壓扭轉(zhuǎn)大塑性變形鋁合金的晶粒細(xì)化機(jī)制: (1) 溶質(zhì)原子和大應(yīng)變的交互作用在晶內(nèi)和晶界不斷地產(chǎn)生高密度位錯; (2) 高密度位錯在大晶粒內(nèi)形成位錯胞和小角度非平衡亞晶界; (3) 高密度位錯的分解在晶內(nèi)形成高密度層錯和微孿晶; (4) 位錯的湮沒、累積以及位錯和面缺陷間的交互作用, 使得位錯胞和亞晶間的位向差不斷增加, 逐步由小角度晶界向大角度晶界轉(zhuǎn)變; (5) 重復(fù)上述晶粒不斷分裂的過程, 輔以大塑性變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶, 最終獲得等軸納米晶

3.2 非平衡晶界

非平衡晶界是SPD納米結(jié)構(gòu)材料中一個重要的組織特征[22, 33, 34] 本文的研究表明, 高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金的晶界既可以處于平衡狀態(tài), 也可以處于非平衡狀態(tài) 小角度非平衡晶界(圖5)、小角度平衡晶界(圖4)、大角度非平衡晶界(圖6)和大角度平衡晶界(圖7), 在高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中同時存在 大量HRTEM分析表明, 高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中的大多數(shù)晶界/亞晶界往往處于非平衡狀態(tài), 是非平衡晶界 由于高密度外稟位錯、額外晶界能和長程彈性應(yīng)力的存在, 納米結(jié)構(gòu)材料中的非平衡晶界/亞晶界極不穩(wěn)定, 在一定條件下可從亞穩(wěn)態(tài)向更平衡的狀態(tài)轉(zhuǎn)變[2] 因此, 通過進(jìn)一步變形或隨后的退火處理, 非平衡晶界可以從小角度晶界向低能量的大角度晶界轉(zhuǎn)變[18]

大塑性變形納米結(jié)構(gòu)金屬材料具有很復(fù)雜的組織結(jié)構(gòu), 擁有大量晶界位錯的非平衡晶界是極度應(yīng)變后的直接結(jié)果和中間狀態(tài), 可以通過隨后的退火和特殊的熱機(jī)械處理等加以控制 非平衡晶界不僅可能會對如晶界滑動、擴(kuò)散、遷移或晶界與晶格位錯的交互作用等晶界控制過程產(chǎn)生重要的影響, 而且可使SPD納米結(jié)構(gòu)材料的物理和力學(xué)性能如彈性模量、擴(kuò)散系數(shù)、強(qiáng)度、超塑性和磁性發(fā)生變化[22, 33, 34] 高密度外稟位錯被非平衡晶界捕獲, 既可產(chǎn)生額外的位錯強(qiáng)化作用, 又可促使晶粒在室溫下發(fā)生滑動和轉(zhuǎn)動, 因而非平衡晶界的存在有可能同時提高材料的強(qiáng)度和韌性[35-37]

4 結(jié)論

1. 不同尺寸晶粒中的位錯密度不同, 對尺寸小于100 nm的晶粒, 晶內(nèi)晶界無位錯, 其晶界清晰平直; 而尺寸大于200 nm的大晶粒, 晶內(nèi)晶界存在很高密度的位錯, 大晶粒通常由幾個亞晶或位錯胞結(jié)構(gòu)組成

2. 大晶粒中的局部位錯密度可高達(dá)1017 m–2, 比平均位錯密度高3個數(shù)量級 這些位錯往往以位錯偶和位錯環(huán)的形式出現(xiàn)

3. 用HRTEM觀察到了小角度及大角度非平衡晶界、小角度平衡晶界和大角度Σ9平衡晶界等不同的晶界結(jié)構(gòu) 即高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中同時存在非平衡晶界和平衡晶界, 且大多數(shù)晶界/亞晶界是非平衡晶界

4. 高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金中存在的局部高密度位錯、位錯胞和非平衡晶界, 促進(jìn)了大晶粒的分割和分解, 在晶粒細(xì)化過程中起重要作用

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