高壓扭轉大塑性變形納米結構al-mg鋁合金的結構

高壓扭轉大塑性變形納米結構al-mg鋁合金的結構

20世紀80年代中期，gleiter首次提出了納米晶體材料的概念，即用顆粒體積為1.10納米的材料。隨后,VALIEV等于20世紀90年代初首先發(fā)現(xiàn)可以通過大塑性變形(SPD)制備超細晶/納米晶的納米結構材料。與其他制備納米晶材料方法相比,SPD法獲得的納米結構材料往往具有一系列特殊的物理、化學和力學性能。大塑性變形納米結構材料所具有的優(yōu)良力學性能,如既具有很高強度又具有良好的塑韌性,是與其存在的與相應粗晶材料相比完全不同的變形機制有關。特別是形變孿晶對材料的變形行為和力學性能具有深遠的影響。眾所周知,在納米結構材料中引入孿晶界,既可以成為促進塑性變形的位錯源,又可以阻礙位錯的進一步運動,從而能同時提高材料的強度和韌性。一般認為,在通常的塑性變形情況下,常規(guī)金屬的晶粒尺寸越小,形變孿晶越難形成。然而,最近的實驗研究和分子動力學模擬均表明,形變孿晶或納米孿晶經(jīng)常出現(xiàn)在具有非常小晶粒的面心立方納米晶金屬如Al、Ni、Cu和Pd中[2,4,6,7,8,9,10,11,12,13,14,15]。特別有意思的是,鋁的層錯能很高,粗晶鋁即使在高沖擊壓力或接近絕對零度的溫度下變形也觀察不到形變孿晶。但是,無論是YAMAKOV等的分子動力學模擬還是CHEN等的高分辨透射電鏡(HRTEM)研究均發(fā)現(xiàn)了納米晶鋁中的形變孿晶和層錯的存在。盡管如此,對納米晶面心立方金屬特別是鋁中能夠產(chǎn)生形變孿晶的原因,還很難找到令人信服的答案,其孿生機理還不很清楚。目前,納米晶面心立方金屬中容易產(chǎn)生形變孿晶和層錯的主要原因通常用ZHU等、CHEN等和ASARO等根據(jù)經(jīng)典位錯理論提出的模型來解釋,即在納米尺度條件下,產(chǎn)生Shockley孿生部分位錯所需的臨界切應力遠遠小于產(chǎn)生全位錯所需的臨界切應力。雖然這一模型已經(jīng)為大多數(shù)研究者所接受,但是根據(jù)該模型能夠在鋁中產(chǎn)生形變孿晶和層錯的最大晶粒尺寸約為15nm,因而不能解釋HAN等最近在鋁單晶中的發(fā)現(xiàn),即在晶粒尺寸約為200nm的條件下,鋁中仍可能產(chǎn)生層錯和形變孿晶。本文作者對幾種不同成分的二元Al-Mg鋁合金和一種商用AA5182鋁合金在室溫下進行高壓扭轉(HPT)大塑性變形實驗,用透射電鏡(TEM)和HRTEM研究高壓扭轉Al-Mg鋁合金中的位錯、層錯和形變孿晶,分析討論高壓扭轉Al-Mg鋁合金的變形機制、孿生機制及層錯和形變孿晶形成的機理。1實驗1.1高壓扭轉變形hpt試驗材料為3種二元Al-Mg(0.5%、1.0%和2.5%Mg,質量分數(shù))和一種商用AA5182(Al-4.1Mg-0.35Mn-0.13Si-0.32Fe,質量分數(shù),%)Al-Mg鋁合金。不同成分的鋁合金錠由挪威海德魯(Hydro)鋁業(yè)公司采用直接水冷半連續(xù)鑄造(DCcasting)工藝制備,隨后進行均勻化處理,均勻化處理工藝為420℃保溫6h后,以300℃/h的冷卻速度冷卻至室溫。從均勻化后的鋁合金圓錠上橫向切取出高壓扭轉用的盤狀試樣,隨后將HPT盤狀試樣放在圖1所示的HPT裝置中,在室溫、壓力6GPa和轉速1r/min工藝條件下高壓扭轉變形。HPT前的原始尺寸分別為d20mm×0.5mm和d20mm×2mm兩種,前者扭轉5圈,后者扭轉10圈,HPT后試樣的厚度分別約為0.2和0.6mm。HPT工藝原理如圖1所示。盤狀試樣置于上下壓頭之間的模具中,上壓頭固定不動,下壓頭扭轉的同時對試樣施加高達6GPa的壓力,試樣表面與壓頭之間的摩擦力使試樣產(chǎn)生極高的剪切應變,從而實現(xiàn)對試樣的扭轉剪切變形。經(jīng)計算,厚度分別為0.2和0.6mm的試樣,HPT后產(chǎn)生的剪切應變分別約為1569和1046,其等效應變分別約為906和604。TEM和HRTEM觀察采用JEM-2010和JEOL-2010F(場發(fā)射)高分辨透射電鏡,點分辨率可達0.23nm,工作電壓為200kV。透射電鏡樣品的制備過程如下:首先從HPT盤狀試樣的邊緣用沖孔器截取直徑為d3mm的小圓片,隨后用Gatan手動研磨盤將圓片減薄至30～70μm,再用Gatan凹坑儀減薄至15μm左右,最后在Ar+和3kV加速電壓下用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)。1.2晶粒尺寸分布表1所列為TEM暗場像和X射線衍射(XRD)技術測得的高壓扭轉Al-Mg合金中的微觀結構參數(shù),表1中dTEM為TEM暗場像技術測得的平均晶粒尺寸,DXRD、α、<ε2>1/2和ρ別是XRD測得的平均晶粒尺寸、晶格常數(shù)、微應變和位錯密度。TEM暗場像和XRD技術的測試方法及其相關的晶粒形貌照片參見文獻。由表1中TEM暗場像測得的平均晶粒尺寸dTEM可見,經(jīng)HPT變形的Al-0.5Mg、Al-1.0Mg、Al-2.5Mg和AA5182合金的平均晶粒尺寸分別為265、200、86和71nm。其中,HPTAl-0.5Mg合金晶粒尺寸在50～580nm之間,AA5182合金晶粒尺寸在10～180nm之間?？梢?隨著鎂含量(質量分數(shù))從0.5%增加到4.1%,平均晶粒尺寸從265減小到71nm,平均晶粒尺寸隨含Mg量的增加明顯減小。而且,所研究的4種合金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。同時,表1中的XRD分析表明,隨著鎂含量增加,HPTAl-Mg合金中的平均位錯密度也逐步增加,HPTAl-0.5Mg和AA5182合金中的平均位錯密度分別為0.37×1014m-2和4.97×1014m-2,增加了一個數(shù)量級。2結果和分析2.1hrtem像及其傅立葉變換譜ifft圖2所示為HPTAl-1.0Mg合金納米孿晶和層錯(SFs)的典型TEM像。通過HRTEM分析發(fā)現(xiàn),在高壓扭轉Al-Mg合金的較小晶?；騺喚?晶粒尺寸20～50nm)內部,經(jīng)常存在密度極高的納米孿晶和層錯。圖2(a)所示為晶粒尺寸約為30nm亞晶G1的TEM明場像;圖2(b)所示為圖2(a)中白色方框部分的HRTEM像及其傅立葉變換譜(FFT);圖2(c)所示為圖2(b)中白色方框部分的逆傅立葉濾波像(IFFT)。如圖2(b)所示,在晶粒尺寸約為30nm亞晶G1內存在密度極高的面缺陷,圖中的白色箭頭表明這些面缺陷具有明顯的慣習面(111)。圖2(b)中的FFT圖是典型的面心立方(FCC)金屬中產(chǎn)生孿晶時基體和孿晶之間形成的圖譜,因而圖中的面缺陷為孿晶和層錯。同時,由圖2(c)可知,這些孿晶和層錯的局部密度高達1016～1018m-2,厚度僅為1～4層(111)面之間的間距(0.2～1nm),從而可被稱為納米孿晶。不難發(fā)現(xiàn),這些納米孿晶和層錯往往首先在晶界亞晶界處形核,隨后不斷向晶內長大(見圖2(a)～(C))。因此,其孿生形核和長大過程是:首先通過晶界亞晶界處全位錯分解為Shockley部分位錯而形核,隨后從晶界亞晶界不斷發(fā)射Shockley部分位錯到相鄰滑移面,從而從晶界不斷向晶內長大。這一結果證實了YAMAKOV等分子動力學模擬預測的非均質形核和長大的孿生機制。2.2密度對晶粒尺寸的影響圖3所示為HPTAl-0.5Mg合金超細晶晶粒內存在高密度層錯和納米孿晶的TEM像。TEM和HRTEM分析表明,高密度層錯和納米孿晶經(jīng)常存在于HPTAl-Mg合金的超細晶尺寸(100～500nm)范圍內,而且晶界和三叉晶界附近的密度更高。如圖3(b)和(c)所示,在晶粒尺寸約為300nm的晶粒內(見圖3(a)),存在大量層錯和納米孿晶,其層錯寬度在5～10nm之間,局部層錯密度高達6.73×1015m-2。分子動力學模擬和CHEN等的實驗研究認為,在FCC金屬中,由晶界發(fā)射部分位錯而產(chǎn)生孿晶和層錯的變形方式僅存在于晶粒尺寸為10～50nm的納米晶中。但是,本實驗中的TEM和HRTEM分析經(jīng)常在HPT大塑性變形鋁合金的超細晶尺寸(100～500nm)范圍內直接觀察到由晶界發(fā)射部分位錯而產(chǎn)生的高密度層錯和納米孿晶。這些直接證據(jù)證實,在大塑性變形過程中,由晶界發(fā)射部分位錯而產(chǎn)生孿晶和層錯的變形機制,同樣可以存在于超細晶FCC金屬中。最近,LI等在大塑性變形Cu-30%Zn銅合金中也觀察到了這一新的變形機制。2.3位錯擴展方式的確定眾所周知,FCC金屬中的全位錯和部分位錯可用Thompson四面體表示(見圖4)。如圖4所示,如果HRTEM分析時電子束的入射方向是Z,那么伯氏矢量為1/2的端視(End-on)位錯是一個60°的混合位錯,而伯氏矢量為1/2的端視(End-on)位錯是一個0°的純螺型位錯。60°混合位錯的伯氏矢量與位錯線之間的角度為60°,0°純螺型位錯的伯氏矢量與位錯線之間的角度為0°。一定條件下,這兩種1/2<110>型的全位錯可分解成兩個部分位錯,并在這兩個部分位錯之間形成一個層錯(即擴展位錯)。如圖4所示,一個60°位錯分解為部分位錯的表達式是即式中:和分別是30°和90°Shockley部分位錯的伯氏矢量。相應地,一個0°位錯分解為部分位錯的表達式是即式中:和是柏氏矢量大小相等而方向不同的兩個30°Shockley部分位錯。有意思的是,上述兩種全位錯分解為部分位錯形成層錯的位錯擴展方式,在本實驗所研究的HPT大塑性變形Al-Mg合金中,均能經(jīng)常用HRTEM分析觀察到。圖5所示為HPTAA5182鋁合金中觀察到的60°混合位錯分解為部分位錯而形成層錯的HRTEM像。HRTEM分析時電子束的入射方向是,原晶粒尺寸約為500nm。如圖5所示,如果圍繞包含兩個部分位錯的整個擴展位錯畫一個伯氏回路,可得出該擴展位錯的柏氏矢量為。由圖4可見,在電子束入射方向為的條件下,柏氏矢量為的位錯,就是柏氏矢量為的60°混合位錯在面的投影(即為圖4右側的帶箭頭實線)。因此,可以推斷圖5中的擴展位錯是由60°混合位錯分解為部分位錯后而形成的。同時,如果分別圍繞圖5中兩個部分位錯畫伯氏回路,那么就可確定圖4中90°和30°Shockley部分位錯投影到面上的柏氏矢量分別為和(如圖5中的箭頭所示,即分別為圖4右側的長箭頭虛線和箭頭向上的短虛線),這兩個部分位錯之間則形成一個層錯,該層錯的寬度約為5nm。同樣,HPTAl-Mg合金中也經(jīng)常觀察到0°純螺型位錯分解為部分位錯而形成的層錯。圖6所示為HPTAl-2.5Mg鋁合金中0°純螺型位錯分解為部分位錯而形成層錯的典型HRTEM像。HRTEM分析時電子束的入射方向是,原晶粒尺寸約為200nm。如圖6所示,如果圍繞包含兩個部分位錯的整個擴展位錯畫一個伯氏回路,可得出該擴展位錯的柏氏矢量為0。由圖4可見,在電子束入射方向為的條件下,柏氏矢量為的0°純螺型位錯與面之間的角度為90°,因而其在面上的投影為0。因此,圖6中的擴展位錯應當是由柏氏矢量為的0°純螺型位錯分解為部分位錯后而形成的。相似地,如果分別圍繞圖6中兩個部分位錯畫伯氏回路,那么能很容易確定這兩個部分位錯為圖4中兩個30°Shockley位錯在面上的投影,投影后的柏氏矢量分別為和,兩者大小相等而方向相反(如圖6中的箭頭所示,即分別為圖4右側的箭頭向上的短虛線和箭頭向下的短虛線)。由圖6可以確定,這兩個30°部分位錯之間形成層錯的寬度約為3nm。由以上分析可見,在高壓扭轉大塑性變形Al-Mg鋁合金中形成的層錯,既可由60°混合位錯分解為90°和30°Shockley部分位錯形成,又可由0°純螺型位錯分解為兩個30°Shockley部分位錯而形成。2.4層錯疊加形成的納米孿晶根據(jù)YAMAKOV等的分子動力學模擬預測,FCC納米晶金屬中的孿晶可由全位錯分解形成的單個層錯逐個動態(tài)疊加而形成,稱為均質形核和長大的孿生機制。這種機制的孿生形核和長大過程是,首先晶粒內部的全位錯分解為Shockley部分位錯而形成一個層錯,隨后相鄰滑移面上以同樣方式形成的層錯逐個動態(tài)疊加到先前形成的層錯上,最終形成幾個層錯疊加形成的特殊納米孿晶。本實驗中HPT大塑性變形Al-Mg鋁合金的HRTEM分析證明了這種孿生的均質形核長大機制。圖7所示為HPTAl-2.5Mg鋁合金晶粒內部(晶粒尺寸約為200nm)中觀察到的這種納米孿晶的HRTEM像,其厚度為4個(111)面之間的距離,約為1nm。由圖7可見,該納米孿晶實際上是由4層層錯疊加而形成的厚度為1nm的納米孿晶,即由全位錯分解而形成的4個層錯在相鄰滑移面上動態(tài)疊加而形成。不難理解,如果該孿晶附近有更多的全位錯分解,那么就能產(chǎn)生更多的層錯添加到孿晶兩邊,從而使孿晶不斷長大。值得注意的是,LIAO等曾在液氮球磨純Al中用HRTEM觀察到兩層層錯疊加而形成的納米孿晶。圖8所示為這種孿生機制形成過程的示意圖。圖8(a)所示為是FCC金屬中無晶體缺陷時晶格沿<110>晶向的投影,其堆垛順序為正常的ABCABCABC。圖8(b)所示為晶粒內部的全位錯分解為Shockley部分位錯而形成一個層錯,其堆垛順序變?yōu)锳BCBCABC。圖8(c)所示為重復圖8(b)的過程,由4個層錯疊加形成的納米孿晶,堆垛順序為ABCBABABC。2.5部分位錯和層錯的形成通過HRTEM分析發(fā)現(xiàn),HPTAl-Mg合金中的層錯經(jīng)常同時出現(xiàn)在兩個不同的滑移面上(見圖2)。圖9所示為HPTAl-0.5Mg合金中不同滑移面上同時形成層錯且相交的典型HRTEM像。在FCC金屬中存在4個等效的{111}滑移面。如果不同滑移面上均產(chǎn)生全位錯的分解而形成部分位錯和層錯,不同滑移面上的部分位錯相遇將反應生成各種不可動的壓桿位錯(Stair-roddislocation),從而形成位錯鎖[7,13-15,21]。根據(jù)形成壓桿位錯{111}滑移面之間的角度,可確定位錯鎖的類型:銳角(70.53°)為1/6<110>型L-C位錯鎖(Lomer-Cottrelllocks),鈍角(109.47°)為1/3<110>型位錯鎖。由圖9(a)和(b)可見,在(111)和兩個滑移面上分別通過兩個全位錯分解成部分位錯而形成了層錯SF1和SF2并相交,兩者之間的夾角為70.53°,可形成1/6<110>型L-C位錯鎖。在(111)和面上兩個全位錯的分解可分別表示為從而可產(chǎn)生1/6壓桿位錯而形成L-C位錯鎖。壓桿位錯是一種不可動的更穩(wěn)定的位錯,位錯鎖能成為其他位錯運動的障礙,可對其他位錯起釘扎作用,有利于位錯的塞積,因而可能會對HPT大塑性變形Al-Mg鋁合金的力學性能產(chǎn)生重要影響。3有效層錯能a如前所述,常規(guī)金屬的晶粒尺寸越小,形變孿晶越難形成,而且,鋁的層錯能很高,粗晶鋁即使在高沖擊壓力或接近0K的溫度下變形也不會產(chǎn)生形變孿晶。但是,TEM和HRTEM分析表明,本實驗中HPT大塑性變形Al-Mg鋁合金中確實存在大量的層錯和形變孿晶。這些層錯和形變孿晶不僅存在于晶粒尺寸為20～50nm納米晶中(見圖2),而且出現(xiàn)在晶粒尺寸為100～500nm的超細晶中(見圖3)。分子動力學模擬結果指出,在尺寸小于100nm的純鋁中,形變孿晶的形核長大可能具有非均質孿生和均質孿生兩種機制。無論是非均質孿生還是均質孿生機制都認為,孿晶的形核長大與層錯的形成有關。這兩種由分子動力學模擬得出的孿生機制均被已本實驗的HRTEM證實。圖2所示為存在于HPTAl-Mg鋁合金納米晶(晶粒尺寸為20～50nm)晶界附近,以非均質形核長大孿生機制形成的密度極高的納米孿晶和層錯,其局部密度高達1016～1018m-2,厚度僅為0.2～1nm。這種機制的孿生形核和長大過程是,首先通過晶界亞晶界處全位錯分解為Shockley部分位錯而形核,隨后從晶界亞晶界不斷發(fā)射Shockley部分位錯到相鄰滑移面,從而從晶界不斷向晶內長大。HRTEM分析表明,在HPTAl-Mg鋁合金超細晶(200～500nm)晶粒內部,存在由4層層錯疊加而形成的厚度為1nm的特殊納米孿晶(見圖7)。這一結果證實,HPTAl-Mg鋁合金中的層錯和形變孿晶可通過均質形核長大的孿生機制形成。這種機制的孿生形核和長大過程是,首先晶粒內部的全位錯分解為Shockley部分位錯而形成一個層錯(見圖5和6),隨后相鄰滑移面上以同樣方式形成的層錯逐個動態(tài)疊加到先前形成的層錯,最終形成幾個層錯疊加形成的特殊納米孿晶。MEYERS等認為,至少有3個導致納米晶FCC金屬產(chǎn)生形變孿晶的可能原因:1)傳統(tǒng)的孿晶形核機理在納米尺度下失效;2)局部應力集中導致局部應力明顯提高;3)部分位錯的擴展在納米尺度加劇,從而促進孿生。目前,納米晶FCC金屬中容易產(chǎn)生形變孿晶和層錯的主要原因通常用ZHU等、CHEN等和ASARO等根據(jù)經(jīng)典位錯理論提出的模型來解釋。但是這些模型僅適用于納米晶(1～100nm),根據(jù)該模型能夠在鋁中產(chǎn)生形變孿晶和層錯的最大晶粒尺寸約為15nm,因而不能解釋本實驗中HPTAl-Mg鋁合金超細晶(200～500nm)中仍可能產(chǎn)生層錯和形變孿晶的現(xiàn)象。根據(jù)經(jīng)典位錯理論,使全位錯(1/2<110>)形核所需的臨界剪切應力(τN)可表示為式中:D為晶粒尺寸;μ為剪切模量(鋁的剪切模量為35GPa);bN為全位錯的伯氏矢量的大小;參數(shù)α是反應位錯的特征(刃型和螺型位錯的α分別為0.5和1.5)以及位錯源的長度和晶粒尺寸大小之間的比因子。而產(chǎn)生Shockley孿生部分位錯(1/6<112>)進而形成層錯和形變孿晶的臨界剪應力(τP)可用以下公式表示:式中:bP是Shockley部分位錯伯氏矢量的大小;γ是層錯能(SFE,鋁的層錯能為166mJ/m2)。式(9)的模型僅適用于納米晶金屬,且不包括彈性各向異性、小佩爾斯-納巴羅應力、局部應力集中、溶質效應以及晶界和位錯間的相互作用的影響。事實上,從圖5和6中擴展位錯的寬度可以直接估算所研究HPT鋁合金的層錯能。估算后的層錯能稱為有效層錯能γe,可以以下公式表示:式中:α(=0.4049nm)是晶格參數(shù);w是層錯的寬度。取w=5nm,可以算出有效層錯能γe=16mJ/m2。所估算的有效層錯能γe僅為粗晶鋁層錯能的1/10。這一計算結果表明,在所研究的HPT大塑性變形Al-Mg鋁合金中,存在一些其他因素影響其層錯能和層錯寬度。在大塑性變形條件下,局部應力集中在變形孿生的形成過程中發(fā)揮了關鍵的作用?？紤]到局部應力集中對變形孿生的促進作用,式(9)可以寫成如下形式:式中:n是應力集中系數(shù)。在形核的初始階段,所需要的n值為2～4。取τN=τP,由式(8)和(11)可得到晶粒尺寸的臨界值當晶粒尺寸小于臨界值Dc時,τP<τN。以α=1.5和Al的相關參數(shù)代入式(12),在n=2和4時,Dc分別為42和102nm。如果式(12)中的γ用γe取代,那么,式(12)可以寫成令γe=16mJ/m2,n=1和2,則Dc分別為131和440nm。這一估算結果與所試驗的HPT大塑性變形鋁合金的HRTEM分析完全一致,即由晶界發(fā)射部分位錯