（材料学专业论文）高道次ecap纯铜组织转变与性能研究.pdf

摘要 采用等径角变形( e c a p ) 成功地实现了室温下纯铜高道次( 2 4 ) e c a p 变形， 获得了超细晶铜，研究了高道次变形过程中的组织转变以及变形储存能与再结晶温度 变化关系，同时对高道次变形后力学性能变化进行了深入研究分析。 实验结果显示：随变形道次的增加纯铜晶粒尺寸呈现下降趋势，经过1 2 道次 e c a _ p 变形后，晶粒尺寸细化到0 2 5 微米左右，继续变形晶粒不再细化。1 2 道次变 形组织中还观察到了动态再结晶晶粒，对再结晶机制的研究表明高道次变形中发生了 连续动态再结晶。对变形储存能与再结晶温度变化关系研究显示，前8 道次变形再结 晶温度随变形储存能增大而减小，1 2 道次变形后由于组织中动态回复与再结晶的发 生，储存能开始有所降低，而再结晶温度趋于饱和不再变化。拉伸测试显示，强度随 变形道次的增加呈现上升趋势，8 道次达到最大值，继续变形略有降低并最终趋于饱 和。塑性方面延伸率在l 道次变形后损失很大，4 道次后碍到缓慢恢复，最终也趋于 饱和。1 6 道次变形后纯铜同时获得了高强度( 盯b = 4 2 0 m p a ) 和大延伸率( j = 3 0 ) ， 高道次变形有效提高了超细晶铜综合力学性能。 e c a p 在国际上仍是一个新型研究领域，现阶段纯铜e c a p 研究主要集中在1 2 道次以下，而高道次e c a p 变形能够在保持高强度的前提下最大程度的提高恢复塑 性，因而在提高材料综合力学性能方面存在巨大潜力 关键词：等径角变形，变形储存能，再结晶温度，抗拉强度，延伸率。 a b s t r a c t e q u a lc h a n n e la n g u l a rp r e s s i n ga tr o o mt e m p e r a t u r ew 勰u s e dt oi m p o s eh i g l l s 恤a i n ( 2 4 ) i n t ot h ep u r ec o p p e r m i c r o s t r u c t u r ec o n v e r s i o na n dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e so f u l t r a f h l ec o p p e ra th i g l ls t r a i nl e v e l sw e r ei n v e s t i g a t e d b e s i d e sr e l a t i o n 幽pb e t 、 r c e ns t o r e e n e r g ya n dt e m p e r a t u r eo f r e e r y s t a l l i z a t i o na l s ow a si n v e s t i g a t e d t h ee x p e r i m e n tr e s u l t sr e v e a l e dt h a tt h eg r d ms i z er e f i n e da st h ee c a pp a s s e s i n c r e a s e d a f t e r1 2p a s s e s ，t h e 瞰s i z er e d u c e dt oo n l y0 2 5 jm ，自u l t h e rp r e s s i n gt h e g r a i ns i z ec a nn o tb er e f i n e d u n d e rs u c hh i 【g hs t r a i nl e v e l s ( 1 2 ) ，t h ec o n t i n u e s 由，i l a m i c r e c r y s t a l l i z a t i o no c c u r r e d r e s e a r c h o i l r e l a t i o n s h i p b e t w e e ns t d r e e n e r g y ( e s t ) a n d t e m p e r a t u r eo fr e c r y s t a l l i z a t i o n ( 聊s h o w e dt h a td u r i n gt h ee a r l y8p a s s e s ，t h et rr e d u c e d a st h ej e s ti n c r e a s e d , h o w e v e ra f t e r1 2p a s s e st h ee s tr e d u c e dl i t t l ea n dt rr e t a i n e d t h e t e n s i l et e s t ss h o w e dt h a tt h eu l t i m a t et e n s i l eg 缸霉n g t hi n e r e a s e da st h ep a s s e si n c r e a s e d , a f t e r8p a s s i tr e a c h e dt h eh i g h e s t ，t h e nt h ev a l u eo fs t r e n g t hr e d u c e dt i t t l eb u ts o o n r e t a i n e d o nt h eo t h e rh a n d ，t h ed u c t i l i t yl o s ts e r i o u s l ya f t e r1p a s s ，h o w e v e ri tr e c o v e r e d s l o w l yi nt h es u b s e q u e n tp r e s s i n g a f t e r1 6p a s s c st h eu l t r a f m ec o p p e re x h i b i t e db o t hh i 班 t e n s i l es t r e n g t h ( o b - 二4 2 0 m p a ) a n dd u c t i l i t y ( e l o n g a t i o n g = 3 0 ) a cr o o mt e m p e r a t u r e n o w a d a y s e c a pt e c h n i q u ei s s t i l lal l e wr e s e a r c hf i e l di nt h ew o r l d , a n de c a p c o p p e rw h i c hl e s st h a n1 2p a s s e sw e r es t u d i e dm o s t , h o w e v e ri m p o s i n gs u c hh i 曲 s t r a i n ( 1 6 ) i n t ot h ep u r ec o p p e rc a ni m p r o v ed u c t i l i t ye f f i c i e n t l y s oi to a nb eu s e dt o o b t a i ng o o dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e si nm e t a l s k 哆w o r d ：e q u a lc h a n n e la n g u l a rp r e s s i n g ，s t o r ee n e r g y , t e m p e r a t u r eo f r e c r y s t a l l i z a t i o n , u l t i m a t et e n s i l es t r e n g t h ，e l o n g a t i o nt of a i l u r e 硕士论文赢道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 第1 章绪论 1 1 弓l 言 金属材料的塑性是指在外力作用下。能够稳定连续地产生永久变形丽不破坏其完 整性的能力，从微观角度来看金属的塑性交形主要是通过位错滑移产生的，位错可动 性越好材料的塑性也越好；箍金属强度是指抵抗塑性变形和断裂的能力【l 翔。位错滑 移受到的阻碍越大也郎位锚可动性越蓑时，金满材科的强度越高。因此金属的塑性与 强度之间，在本质上存在固有的矛盾f 3 1 。 进入二十一世纪以来，人类生存所嚣临的闯题越来越多。如入口的迅猛增长，资 源的加速枯竭，生态环境的曰益瑟化等严峻问题。金属材料作为现今某些领域仍然无 法替代的结构材料，其工作条件和性能的要求也越来越高，迸一步提高这些结构金属 材料的综合力学性熊，减轻结构重量( 提高材料比强度) 和提高材料使用寿命，已刻 不容缓地摆在人们的面前。当前，各种离强度和特殊功能的新型材料相继出现并在迅 猛发展。然而在现实条件下，一些高强度材料常会在大大低予其强度极限的应力作用 下发生意外的脆性断裂。由于高强度材料脆性断裂倾向性的增大使其强度潜力不能得 到充分利用，其应用也受到了限制。医此，同时具有足够的塑性和韧性是实现高强度 材料应用的必要条件【4 】 在工业中，对金属的强化通常是在晶体中设法引入更多的缺陷，从而达到有效阻 止位错运动。如固溶强化【3 】、弥散强化【5 6 7 1 、加工硬化【3 】、细晶强化f 8 ，9 】等。其中 细晶强化反映了晶粒大小与材料强度的关系，是唯一能同时提高强度、改善塑性与韧 性的有效手段【l o 】。众所周知，由h a l l - p e r c h 函数关系仃；口。+ k d 巧可知，晶粒 平均尺寸越小，金属的变形抗力、抗拉强度和硬度越高，同时，晶控尺寸减小，韧性 指数也越高，因此材料的组织细化是同时提离材料强度和韧性的有效手段。当前越来 越多的材料科学工作者对超细晶( 亚微米和纳米晶组织) 材料具有浓厚的兴趣，这是因 为超细晶材料一方蕊具有不同子传统材料的物理性能( 鲡屠里温度、德拜温度、磁性、 弹性模量、扩散系数等) ，另一方面具有高的强度、高的塑性等力学性能l ；乏及较低温 度下的离应变速率超塑性。传统的压力加工技术( 如轧制，挤压，拉拔等) 可以细化 晶粒【l l ，1 2 】，改变组织结构，能够在一定程度上起到提高材辩力学性能的作用。e m b u r y 和f i s h e r 【1 3 】采用室温冷拉拔珠光体钢丝的方法，获得了4 8 3 0 m p a 的抗拉强度，如此 之离的强度来自由极端细小的珠光体层闻距( 1 0 l o o n m ) 所造成的显徽组织硬化。 2 0 0 2 年，y m m i n w a n g 等人 1 4 1 首次在液氮温度下( 一1 5 0 一一1 0 0 ) 对纯铜 ( 9 9 9 9 ) 进行9 3 的轧翩交形，经2 0 0 + 3 m i n 退火，使剧烈塑性变形制备的纳米 纯铜中少部分晶粒长大到微米级，从而获得了微米晶，纳米晶的双峰组织，抗拉强度 达到4 3 0 m p a ，延伸率达到6 0 。w i t l d n 等在粉末制备的纳米a 1 - m g 合金中也获得 l 硕士论文高道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 了相似的效果 1 5 1 。这些令人振奋的结果表明，晶粒细化至亚微米以下，具有同时获 得高强度、大延伸率的可能性；塑性变形在材料组织、晶粒细化上具有极大潜力和发 展前景。 然而，传统的塑性变形在晶粒细化过程中，往往也改变了材料的形状与尺寸，难 以获得大尺寸的块体材料，同时难以将组织细化到更小的纳米量级。采用塑性变形进 行晶粒细化时，如何才能有效细化( 亚微米或纳米量级) 金属，且获得完整大尺寸块 体试样，是否能在变形过程中通过微观组织的控制，同时提高金属材料的强度与塑性。 下面从塑性变形细化晶粒的角度，论述获得块体超细晶材料的塑性变形工艺与方法。 1 a 剧烈塑性变形法( s p d ) 材料的制备工艺对材料的微观组织和性能具有着重要影响，因此采用哪一种工艺 方法制备超细晶材料是非产重要的关键课题。当前有两种比较主流的方向：即所谓的 b o t t o m - u p ，和“t 0 1 ) l d o w n 思想。所谓“b o t t o m u f p - ，从字面意思来理解即由下至上， 其思想是首先设法获得细小的亚微米或纳米量级的小颗粒。然后再由这些小颗粒组成 ( 一般为烧结成) 大的块体材料，从而获的组织超细化的块体材料。这种方法获得超 细颗粒的途径有：粉碎法，即通过机械作用将粗大颗粒逐步破碎；另一种途径是高能 机械球磨造粉法。 t o p - d o w n 刚恰恰相反即从上至下的思想，将大块整体的材科在 不改变和破坏其完整性的前提下，逐步打碎其内部组织结构，直至材料内部组织达到 细化，最终获得超细晶块体材料。依照这种思想的主要方法就是剧烈塑性变形法 ( s e v e r ep l a s t i cd e f o r m a t i o n ) 【1 6 】。 基于“b o t t o m u p ”这种思想的超细晶材料制备方法，其最关键最重要的环节即造 颗粒( 粉) 过程。由于颗粒达到非常微小的时候就会出现尺寸效应即表面能急剧增大 极易与外界环境发生反应，从而破坏了材料本质的物理特性和最终的力学特性。如高 能机械球磨在制各超细粉体时粉末极易受到污染和发生氧化，同时粉体还容易发生团 聚和粘着，其次在随后的固化烧结过程中，固化程度往往不高也会导致存在着大量残 余孔隙，从而最终影响到材料的性能。因此该制备方法的缺点就是制备工艺复杂，条 件控制严格苛刻，最终获得的块体材料致密度还不高。众所周知，金属材料在低温下 剧烈变形( 如轧制或拉拔) 可以使组织结构得到明显细化，剧烈塑性变形方法即是依照 这种思想在低温大应力的条件下实施变形实现材料的超细化。其制备出的金属材料微 观结构特征是具有大角晶界的超细晶结构。我们知道块体超细晶材料制备的主要前提 条件是既要获得大尺寸的试样，同时也要保证晶界清洁致密、组织内部无残余孔隙等 正是由于剧烈塑性变形法能够制备出致密度高无残余孔隙、内部无污染的各种大尺寸 块体超细晶材料，因而越来越成为了制备块体超细晶材料研究领域的热点，被人们认 为是最有希望实现工业化生产的有效途径之一f 1 7 】。那么如何才能算是对材料进行了 剧烈塑性变形呢? 剧烈塑性变形方法需要满足以下条件：首先，获得具有大角度晶界 2 硕士论文高道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 的超细组织是保证材料性能改善和提高的前提条件：其次，试样内部超细组织整体保 持均一性是保证材料性能稳定所必不可少的；第三，剧烈塑性变形后试样不能破损或 开裂，要保持整体的完整性；还有一点重要的是，剧烈塑性变形一般需要在相对较低 的温度( 室温下) 进行，从而获得大的变形应变量( 等效应变量一般需超过6 - 8 ) 。目 前制备块体超细晶材料的剧烈塑性变形方法主要有以下几种：高压扭转法( h i g h p r e s s u r et o r s i o n ，h p l ) 、等径角变形法( e q u a ac h a n n e la n g u l a rp r e s s i n g ，e c a p ) 、叠层 轧合技术( a c c u m u l a t i v er o l lb o n d i n g ，a r b ) 、反复折皱一压直( r e p e t i t i v ec o r r u g a t i o n a n ds t r a i g h t e n i n g ，r c s ) 等技术。其中高压扭转与等径角变形是目前研究最热最多的 两种剧烈塑性变形方法剧烈塑性变形作为一种独特的，以组织性能控制为目的的塑 性加工方法，用于材料的加工制备，已在铝及铝合金、铜及铜合金、纯铁、碳钢、镍 等数十种材料中获得了块体亚微晶乃至纳米晶组织，目前块体直径可以达到1 5 0 m m 。 1 2 1 高压扭转( i i i 咖p r e s s u r ea n dt o r s i o n ，h p t ) b r i d g m a n 1 8 等人最早研究了静压力对材料塑性变形的影响，高压扭转法从而 逐渐发展成为一种制备超细晶材料的新方法。如图1 1 所示，通过对压头与模具之间 的试样施加约几个g p a 的压力作用，同时由予上下模的旋转，试样同时还将受到剪 切变形，从而获得很大的累积应变量，可以将金属试样组织细化到纳米量级。其变形 过程中产生的等效应变为 1 9 】： ，= t n ( s r t ) ( 1 1 ) 式1 1 中，毋旋转的角度，定和l j y 别为圆盘的半径和厚度。理论上样品中心的应变 量为零，然而大量的研究表明样品经过若干次的高压扭转之后，不但样品中心的组织 图1 1 高压扭转变形示意图 细化，而且中心与半径方向上其它位置的组织结构相似，即整个样品的组织均匀。显 微硬度的测试结果也证实了此方法制备的超细晶材料组织结构均匀【2 0 】。高压扭转法 可以用来制备超细晶金属、合金，复合材料等，试样尺寸通常为直径1 2 2 0 m m ，厚 度0 2 l m m 的圆片目前，采用高压扭转已经成功制备了超细晶c u 【2 l 2 2 ，2 3 】， 3 硕士论文高道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 n i 【2 l 】，t i 2 4 ，a 1 和a 1 合金【2 5 ，2 6 】，n i 3 a 1 ，f e 3 a 1 和n i t i 等金属间化合物【2 7 】。 该种方法的缺点是由于不能制备出尺寸更大的超细晶块体材料，使得高压扭转的 应用受到了很大限制。 1 2 2 等径角变形( e q u a l c h a n n e l a n g u l a r p r e s s i n g 。e c a p ) 等径角变形( e c a p ) 是通过使试样发生纯剪切变形而实现晶粒细化的，前苏联 s e g a l 教授在7 0 年代最早提出了等径角变形的方法【2 8 】，最初的目的是在不改变试样 横截面积的同时引入剧烈的塑性变形。8 0 年代初，s e 鲥 2 9 】在研究钢的变形织构和 微观组织时，为获得纯剪切应变，进一步提出和研究了等径角变形。9 0 年代，v a l i e v 教授【1 9 】成功利用了这种方法对粗晶金属及合金实现了组织超细化，从丽逐渐成为一 种主要的塑性变形细化的途径。e c a p 作为一种能够获得超细晶的剧烈塑性变形方法 而得到了进一步的发展与应用，并被视为块体金属超细晶材料的制备技术之一，是当 今国际前沿令人瞩目的课题。 1 2 2 1e c a p 变形过程及原理 e c a p 其优点是在不改变材料横截面积的情况下产生大的塑性变形，从而使材料 的重复变形成为可能，可以获得大的累积应变，进而能够有效地将块体材料内部的晶 粒细化至l g m 以下，制备出块体超细晶材料。e c a p 变形过程的示意图如图1 2 所示； 1 图1 2 等径角变形示意图 e c a p 所采用的模具是两个截面相等，以一定角度相交接在一起的通道，通道夹 角记为，外角记为y 。挤压过程中，将试样放入模具中，挤压杆从通道的一端施加 压力，试样在交角处发生纯剪切变形从另一端挤出。每次变形所获得的变形量与模具 通道内的两个交角( 内角妒，外角i c ，) 有关，可用下式1 2 计算等效应变 3 0 1 ： 巳= 隽c z 吒+ 争e c 唾+ n 2 ， 等式中，为变形次数，妒为模具通道交角，妒为模具通道在外边界间连接弧所对应 的夹角。 4 硕士论文 高道次e ( 御纯铜组织转变与性能研究 1 2 2 2e c a p 变形方式 在e c a p 变形中，试样每次变形时放置方向和角度对最终获得的组织及性能会有 很大影响【3 1 】。根据试样在每道次变形之间旋转方向和角度的不同，可以把e c a p 变 形分为以下几种变形方式( 图l - 3 所示) ： 方式b c方式c 图1 3 变形方式示意图 3 2 a 方式：每道次变形后，样品不旋转，直接进行下一道次的e c a p 变形。 c 方式：每道次变形后，样品旋转1 8 0 0 后，进行下一道次的e c a p 变形。 b a 方式：每道次变形后，样品旋转9 0 0 进入下一道次，旋转方向交替变化。 b c 方式：每道次变形后，样品旋转9 0 。进入下一道次，但旋转的方向不变。 e c a p 的变形方式对材料的组织结构具有很大影响。图1 4 中标定出了试样e c a p 变形过程中的坐标轴方向： y 图1 4e c a p 变形中定义的各个面及方向p 3 j ，采用不同的变形方式加工后的组织变形情况如图1 5 所示，由此图可以看出，a 方式 进行多道次变形后，材料在x 、y 轴方向的组织变形较大，晶粒形状被拽长；c 方式 的特征是经过偶数道次的变形后，晶粒回复到挤压前的形状；b a 方式与a 方式相比 硕士论文 高道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 较为接近；b c 方式则与c 方式较接近，b c 方式特点是变形后晶粒在三个方向上都获 得了变形，并且在3 个方向上变形都比较均匀，在变形4 n 道次后，晶粒恢复为变形 前的形状。这种变形方式能够更有利于迅速形成等轴晶，因而也是e c a p 实验中采用 最多的一种变形方式，本实验中也正是采用这种变形方式。 方变形变形道次 式面 02345678 x 口口口。一一 a y口j 矿， z 口口口口口口口口口 x口口吣、 b ay 口，一一 z 口口飞飞，一 x口r - 1 夕口r - 1 夕d 口 l k y 口口口口口 z 口口口口口 x口口口口口口口t - i 口 c y口口口口口 z口口口口口口口口口 图1 5 不同变形方式对材料各个面组织形状的影响【3 4 】 9 0 年代中期vms e g a l 3 2 1 研究了变形方式a 、c 对材料微观结构的影响，指出 c 方式能更快地获得大角度晶界，这是由于在变形的过程中，试样受到剪切，晶粒发 生滑移或重组。并且在c 方式中，晶粒和亚晶同时还会出现大角度的旋转，从而造 成位错密度增加，加快了大角度晶界的形成。f e r r a s s e 3 5 也认为c 方式比b 方式更 有效。但是后期的试验表明 3 6 1 ，利用b c 方式对材料进行变形时，对形成大角度晶 界是最有效的。由于在b c 方式下，试样在相邻道次间转了9 0 。，所形成的两个剪切 平面的夹角是1 2 0 0 ，剪切变形在两相互独立而且成一定角度的面上进行，由于这种 剪切的双重性，使得b c 方式更容易也更快的形成具有大角度晶界的等轴晶结构。 目前，采用等径角变形已经成功地在和赳合金 3 7 , 3 8 r m g 合金 3 9 1 ，c u 3 8 ， n 和e 合金 4 0 1n i 以及部分有序合金、金属间化合物等十多种材料中获得了亚微晶 组织。然而等径角变形法很难制备出尺寸更大的块体材料，且变形过程难以连续进行。 并且e c a p 的细化机理尚未形成完备的理论，对影响e c a p 因素的研究仍在进行， 最有效的e c a p 工艺路线仍在寻找之中尽管如此，我们还是可以看到e c a p 法具 有很好的前景。可以利用e c a p 合金良好的超塑性制备复杂形状的工件。v a l i e v 等 6 硕士论文 高道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 人【4 l 】利用超塑性成形，采用e c a p 后的1 4 2 0 铝合金，制备出内燃机活塞，超塑性 成形温度只有3 5 0 1 2 ，远低于微晶铝合金4 5 0 的成形温度。还可以利用e c a p 合金 优良的力学和其他方面的性能，使用e c a p 后的钛合金还制备出了可以用于医疗上 的螺纹紧固件。经过e c a p 处理的材料，强度及疲劳极限都有显著提高，其中，b c 方式及c 方式变形的试样相对于未经e c a p 处理的试样，低周疲劳极限分别提高了 6 0 和4 0 。高强度长寿命的特点，使e c a p 处理后的材料有望在医疗、航空、汽车 等领域内使用。此外，v a l i e v 还提到，大塑性变形后材料的磁滞性提高，因而有望将大 塑性变形法用于生产硬磁材料。 采用塑性变形法制备超细晶材料其主要思想是在材料内部获得大的累积应变量 来实现细化 4 2 1 。虽然不同的剧烈塑性变形细化方法在工艺上各有优缺点，但它们有 一个共同的特点：都是通过产生不同程度上的剪切变形来打碎材料内部组织达到细化 的效果。从剪切变形的剧烈程度，工艺的复杂程度以及对材料的适用范围来看，等径 角变形是最有利于晶粒超细化的工艺途径。 1 3e c a p 超细晶铜研究现状 铜属于面心立方结构金属，具有良好的塑性和延展性，同时纯铜具有良好的导电 和导热性，因此被广泛的应用于制造业中，如制造电线电缆、电器、热水管道等等。 但是纯铜的强度较低，室温下，普通粗晶粒铜的抗拉强度在2 0 0 m p a 左右，这又极大 的限制了铜在力学方面的应用。正是由于纯铜具备优良的塑性变形能力且有着很大的 强化空间，因而成为了众多学者用于e c a p 研究的绝佳材料现己发表的关于e c a p 超细晶铜的文章有很多，主要集中在以下几个方面：( 1 ) 超细晶铜的组织转变研究： 包括变形中晶粒细化过程，大角度晶界的形成以及取向差变化 4 3 】，位错密度变化 【4 8 】，超细等轴晶粒的形成机制和变形过程中的织构演化过程等【4 4 】：( 2 ) 超细晶铜 的力学特性研究：超细晶铜强度( 抗拉强度与显微硬度) 、延伸率随应变量的变化关 系，e c a p 超细晶铜的循环疲劳特性等 4 5 1 。尽管纯铜的e c a p 研究已经相当深入，但 仍有众多剧烈塑性变形领域的研究者们继续不断的对纯铜e c a p 变形进行着更深层次 的研究，而这些研究又主要体现在以下几个方面：如何有效控青8 变形组织( 获得晶粒 双峰分布) 获得最佳强塑性；高应变量下e c a p 铜呈现出的软化等新问题。 1 3 1e c a p 超细晶铜组织特征 绝大部分对纯铜e c a p 交形组织的研究表明，经过剪切交形之后，纯铜内部呈现 出典型的冷变形组织，由于材料承受了巨大的剪切应交，因而材料内部位错密度随着 变形道次的增加而急剧的增殖。在s e g a l 对纯铜e c a p 变形的研究中【4 3 】具体描述了 微观变形组织的变化，以及等轴晶的形成过程；1 道次变形后( 真应变1 1 5 ) ，通过 电镜观察试样内部，发现形成了剪切变形带( s h e a r b a n d s ) ，其宽度约在0 3 0 4 1 a n 7 硕士论文高道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 左右，变形带内部呈现为杂乱的高密度位错网络，变形带中形成的亚晶界呈现出小角 度晶界；随着e c a p 变形道次的增加，所受的剪切变形进一步加剧，剪切变形带破碎 形成更多新的亚晶( 宽度约0 1 0 2 1 u n ，长度约0 2 0 8 p m ) ，亚晶内部的位错密 度开始逐步降低，且晶界取向差不断增大进而出现大角度晶界；4 道次后，亚晶数量 增多，内部几乎看不到位错，位错大都开始往晶界上聚集，晶界取向差进一步增大； 8 道次后，形成均匀分布、具有大角度晶界的等轴晶粒，晶粒尺寸在0 2 0 3 1 u n 左右， 等轴晶的形成过程发生了亚晶旋转动态再结晶。s h i n 等人将高纯c u ( 0 2 2 t m ) 等径 角挤压变形在使真应变达到1 0 以后，观察到了变形组织中出现了再结晶晶粒，晶粒 尺寸处于0 4 0 8 9 r a 范围【4 6 】。m i s h i n 等人在室温下对纯铜( 9 9 9 8 ) 进行了1 4 道次e c a p 变形【4 刀。i ll a p o v o k a ，e h d a l l at o r t e 4 8 也将纯铜进行到了1 6 道次的 e c a p 变形，对过程中变形组织的观察表明组织演化过程也都与上类似图1 - 6 a 、b 分别是纯c ue c a p 变形l 道次和1 6 道次后的组织透射照片。从图1 6 a 中可以看出 图1 。6 ac uf , c a p1 道次 4 8 】 图1 6 b 仇f , c a p1 6 道次 4 8 】 e c a p i 道次过后，由于受到大的剪切变形组织被拉长呈条带状，晶粒内部杂乱分布 着高密度的位错，因而无法观察到明晰的晶界，在条带状组织( l a m e u a rb o u n d a r y ) 内部可以观察到有许多尺寸不一的胞状组织( 尺寸0 2 0 3 p m ) ，胞壁( c e l lw a l l ) 上 由于位错密度高而呈现深黑色，胞内则位错密度比较低而呈现出明亮清晰。 在对胞壁和胞内的位错密度计算发现，胞壁位错密度要远远大于胞内位错密度， 这种差距可以达到几个数量级以上( 图1 7 所示) 在进行4 道次变形后胞内密度达 到最大值，继续变形位错密度开始降低，而胞壁内位错密度在1 2 道次后位错密度才 趋向饱和，随着变形继续进行，位错密度开始降低。整个变形过程中位错密度变化总 趋势是在挤压1 2 道次后达到饱和。1 2 道次后由于位错密度的降低，晶界开始变得更 加清晰，绝大部分晶界呈现大角度晶界继续变形到1 6 道次后组织内几乎全部为等 轴晶，晶粒尺寸从最初的1 0 t t m 细化到了1 7 0 z ：5 0 n m ，如图1 6 b 所示。 8 硕士论文高道次e c a p 纯锕组织转变与性能研究 i m oi t 2 柚啊皿谭_ c 衄e - 鬟墨 图1 7 胞内与胞壁位错密度随挤压道次变化趋势 4 8 r z v a l i e v 对纯铜e c a p 变形中的晶粒尺寸分布进行了研究，发现随着变形应 变量的增加，晶粒分布的尺寸范围逐渐变窄。l 道次e c a p 变形后晶粒尺寸分布在 0 2 1j 聊范围区域中，1 2 道次后晶粒分布区域交窄，晶粒集中分布于0 2 0 4 n n 之 f a j 4 9 。下表1 1 是e c a p 变形到不同应变量下对纯铜晶粒尺寸的影响。 表1 1e c a p 变形对纯铜晶粒尺寸的影响 w h h u a n g 等人分别从e c a p 过程中变形方式与温度这两个角度，研究分析了 交形组织的演化和晶粒的形成过程。通过室温下b c 方式的变形，较c 方式下更易获 得大角度晶界( h a b ) 。通过不同温度下b c 方式变形过程的比较，发现随着变形温 度的上升，变形过程中亚晶与位错胞平均尺寸以及大角度晶界间距也相应得增大。同 时还发现b c 方式变形后的最终组织的一个重要特征，即呈现出由大部分的再结晶晶 粒构成。在温度为0 2 2 0 3 5 t m 时，变形过程中观察到了不连续动态再结晶 5 6 】。对 不同道次e c a p 变形后的纯铜试样进行退火后，通过对退火试样硬度测试和组织观察， 结果表明：随e c a p 道次增加，开始再结晶的温度降低，再结晶软化的速率增加， e c a p8 道次后试样在4 3 3 k 发生了静态再结晶 5 7 】。 9 卸 、i-口ix皇h虽日a墨l 硕士论文 高遭次e c a p 纯锕组织转变与性能研究 1 3 2e c a p 超细晶铜性能特征 根据h a l l - p e t c h 关系，当晶粒尺寸减小后，材料的强度( s 咖g 出) 、韧性u g i l l l e s s ) 和塑性( d u c t i l i t y ) 都会得到改善，从而可以提高材料的综合力学性能，如图1 8 所示 这也正是我们采用细晶强化的关键依据和出发点。 图1 8 晶粒尺寸对材料性能的影响 5 8 】 目前材料学领域比较一致的观点认为超细晶材料的强度要远远大于普通的粗晶 材料的强度。例如晶粒尺寸细化到2 5 5 0 n m 后，纯c u 的屈服强度可以高达3 5 0 m p a ， 而冷轧处理后的粗晶c u 的屈服强度为2 6 0 m p a ，退火后的粗晶c u 却仅仅为7 0 m p a 左右。然而在室温下的塑性方面，超细晶材料却并没有像所预想的那样，而是呈现出 延伸率较差。纳米铜试样的延伸率却只有近2 5 9 1 ，而粗晶c u 延伸率却可以达到 3 0 以上【6 0 】，对其它超细晶金属材料p b 、a u 、n i 等样品的测试也可以得到大致相 同的结果 6 q 。当然有关文献也指出，超细晶材料的拉伸实验结果还受到样品的致密 度【6 2 】、纯净度、拉伸试样的尺寸、形状及表面处理( 抛光) 状态【6 l 】等因素的影响， 因此，不同的实验方法下所获得的结果可能存在着偏差。此外，制备方法及热历史等 因素也将直接影响试样的微观结构及应力状态【5 9 】。 v a l i e v 等人 6 3 1 对纯铜( 9 9 9 9 6 ) 进行1 6 次e c a p 变形后，获得了平均晶粒尺 寸为1 9 0 r i m 左右的均匀等轴晶，将纯铜的屈服强度提高到了3 8 0 m p a 。y m w a n g 等 人【6 4 ，6 5 】研究了不同工艺处理后的纯铜室温下拉伸行为( 图1 9 所示) 。曲线中传统 方法制备的粗晶铜试样，抗拉强度比较低还不到2 0 0 m p a ，却有着非常好的塑性，延 伸率达到了6 5 以上( 拉伸曲线b ) 。相比较之下，e c a p8 道次铜试样( 拉伸曲线a ) 抗拉强度很高达到了3 8 0h 佃a ，塑性却比较差，延伸率不足1 5 。对纯铜( 9 9 9 9 ) 液氮温度下进行单一的轧制变形后，经9 3 的轧制及随后2 0 0 + 3 r a i n 退火，使试样 内部获得了纳米晶，微米晶的双峰组织，此时抗拉强度和延伸率都达到了非常高的数 1 0 _i扫-da2厶曲量虫88看一 硕士论文 高道次e o 啦纯铜组织转变与性能研究 值o b = 4 2 0 m p a ，8 = 6 0 ( 图1 9 中拉伸曲线c ) 在e c a p ( 8 p ) 超细晶铜( 9 9 9 9 ) 的基础上，对其进行液氮温度下1 1 8 0 的轧制，使抗拉强度进一步提高到了4 8 0 m p a ， 延伸率也得到明显提升，达到2 0 ；随后对试样进行1 8 0 ( 2 下3 m i n 的退火，抗拉强 度仍然保持在很高的数值4 6 0 m p a ，延伸率进一步提高到了3 0 ( 拉伸曲线d ) ，强 度损失很小的前提下，塑性得到了进一步提升。 e n g i n e e r i n gs t r a i nt 图1 9 室温下纯铜拉伸工程应力应变曲线： 曲线 e c a p - c u ；曲线b 租晶c u ；曲线c 晶 粒双峰分布“；曲线df _ e a p - - c u 液氮下轧制过 后1 8 0 c 退火3 分钟。拉伸应变速率：1 1 0 1 s - i 【6 5 图1 1 0 1 6 6 是e c a p 纯铜抗拉强度钆、延伸率艿随挤压道次数增加的变化关系曲 线。从图1 1 0 a 中可以看出，前4 道次钆增大趋势非常显著，8 道次时达到 最大值( 4 2 0 m p a ) 。与原始退火纯铜强度( 1 2 0 护d ) 相比较，e c a p 纯铜强化效果 图1 1 0 a 抗拉强度与道次关系曲线 6 6 】图1 1 0 b 延伸率与道次关系曲线c 6 6 】 明显。8 道次后继续e c a p 变形，呈现略微降低的趋势。e c a p 纯铜的延伸率与变 形道次的关系如图1 1 0 b 所示。图中初始退火态纯铜延伸率艿高达5 4 ，1 道次e c a p 变形后，延伸率降低到2 3 ，降低趋势很大。2 道次时延伸率最低，仅有1 6 左右。 言t董v-n暑竹口王-。o量oc山 ：惦弘筠加佰 一i=、b蛊备嚣与舶口iis叠； 硕士论文 高道次e c a p 纯锕组织转变与性能研究 增加变形道次延伸率不再降低，而是呈现增加趋势，1 2 道次后延伸率又恢复到3 0 左右。结合强塑性两者变化趋势，可以看出1 2 道次时，强度略微降低，延伸率却得 到了有效恢复，综合力学性能得到了一定改善。 采用细晶强化，毫无疑问强度可以得到明显的提高，但是伴随强度提高的同时， 塑性却并没有得到显著的改善。因此目前更多细晶强化研究的重点都针对如何有效改 善超缨晶材料塑性的问题上。通过文献研究可以看出目前主要是两种思想；一种是采 用一定工艺获得晶粒双峰( 纳米微米晶) 分布的组织，通过引入微米晶，在强度损 失可以忽略的前提下使塑性得到有效改善。另一种方法则是通过形成具有大量大角度 晶界和非平衡晶界的显微组织，使塑性变形机制发生改变，此时变形不只依赖于位错 的运动，同时会发生晶粒的转动，晶界的滑移( 尤其是在具有大量等轴晶的组织中) ， 众多变形机制的共同作用下，从而使塑性得以提高。后一种方法所需要的组织正是采 用剧烈塑性变形方法可以获得，同时剧烈塑性变形也消除了组织疏松现象，使材料致 密，各组元分布平缓、均匀，从而提高块体超细晶材料的综合力学性能。 1 4 课题的意义来源及创新性 1 4 1 课题意义 2 0 世纪末日本政府启动了“超级金属”研究计划以及我国“国家重点基础研究规 划”项目都把提高结构材料性能作为研究的重点。为了达到这个目的，必须把金属组 织控制在超细晶粒的范围内。通过剧烈的塑性变形能够降低成本获得材料组织的超细 化、采用这种方法还可以降低高性能材料对某些资源匮乏合金元素的依赖性，节约了 资源，这已成为新型高性能材料研究的一个趋势，剧烈塑性变形可以获得没有微孔洞、 致密度高、界面清洁，并具有大尺寸块体超细晶材料，因而成为了当今国际前沿超细 晶制备领域令人瞩目的课题。而等径角挤压变形由于其自身的独特性和优异性，更是 成为了剧烈塑性变形领域研究的焦点。 纯铜作为广泛应用于工业生产和生活中的金属材料之一，随着社会的发展，人们 对其性能也提出了更高的要求，主要是对其高强度的需求。纯铜具备优良的塑性交形 能力，采用剧烈塑性变形( e c a p ) 对其进行细晶强化是非常可行的。对纯铜e c a p 研究不仅对块体超细晶材料制备研究具有重要的理论意义，而且对推动剧烈塑性变形 方法工业化应用也有着巨大意义正因如此，迄今为止有众多的研究学者对纯铜的 e c a p 变形进行着研究，目前该研究领域在很多方面也已经取得了很多成果和进展。 然而e c a p 作为一种全新的材料加工方法和工艺，完全不同于传统材料加工方法仍然 还有许多东西不为我们所知，正是随着研究的不断深入，更多新的有价值的问题也才 会不断地涌现。由于e c a p 高道次变形还有一定的难度，目前对纯铜e c a p 变形研究 主要集中在1 2 道次以下，最多的进行到了1 6 道次。 硕士论文 高道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 1 4 2 问题提出 我们知道，变形金属再结晶的驱动力主要来自变形储存能( s t o r ee n e r g y ) ，随着 金属变形储存能的增大，驱动力增大，再结晶所需的温度则会降低，反之再结晶温度 升高，这是变形金属再结晶的一基本规律。那么在剧烈塑性变形过程中，金属在承受 了几倍甚至十几倍的常规变形应变量时，其储存能与再结晶温度关系是否仍然遵循这 一规律。在前期的探索性工作中，主要是对已有的纯铜e c a p 相关实验数据( 图1 _ l l a ) 进行了初步分析，我们发现e c a p 后的变形储存能与再结晶温度关系与传统规律比较 可能会出现新的变化，如图1 1 l b 中所示1 2 道次后随着储存能的降低再结晶温度不 是升高却似乎是在下降。由于早期的研究变形道次数少，同对更高变形应变量下，相 曼 与 手 占 i 譬 t e m p e r a t u r e , t 图1 1 l ad s c 放热峰曲线 6 0 再结晶温度t m l k 图1 1 l b 储存能一再结晶温度关系曲线 关再结晶温度与变形储存能关系的研究还很缺乏，因而目前还无法确定高道次变形中 两者关系到底如何变化。带着这样的问题，我们尝试在对纯铜实施2 4 道次e c a p 变 形的基础上，对e c a p 变形过程中储存能与再结晶温度关系做进一步深入研究。 其次众多研究者比较一致的认为e c a p 变形细化晶粒存在所谓的细化极限，即变 形达到一定应变量后内部缺陷密度趋向稳定，晶粒细化效果达到极限，继续变形晶粒 无法进一步细化。如铜e c a p 变形，一般观点认为8 1 2 道次细化就达到极限，纯铝 则经过6 道次e c a p 变形后，晶粒就不再进一步细化。然丽由于之前的e c a p 变形道 次数少，无法判断是否真正达到饱和状态，对细化极限也只能算是一种推测，难以确 切下定论。通过对纯铜2 4 道次e c a p 变形的实施，足以使组织达到饱和，因而可以 对纯铜e c a p 细化极限深入研究。最后在经过如此高道次e c a p 变形后，纯铜组织转 交过程是如何继续发展，其超细晶粒形成机制是否会迸一步发生改变( 高道次挤压过 程中是否会大量出现动态再结晶) ，伴随组织转变的同时其强塑性变化趋势等一系列 新问题都需要我们在实验中去研究。 铜属于面心立方( f c c ) 结构，是三种典型的f e e 金属( 铝、镍、铜，分别代表 了高、中、低层错能金属) 之一，在变形行为上它们三者有着许多相似之处，不同的 1 3 硕士论文高道次e c a p 纯铜组织转变与性能研究 是由于层错能存在差异，导致剧烈变形中组织转变与性能变化呈现出不同( 在f e e 金 属变形过程中层错能起着重要作用) 。前人工作中，层错能对剧烈变形中组织转变及 相关力学性能的影响等诸多方面还没有深入系统的研究，在这些方面还有很多问题有 待我们去发现。因此本课题还希望结合铜的e c a p 研究，从f e e 系列金属这一更高层 次，从层错能这一独特方位，去分析总结剧烈变形中组织与性能变化的规律性。 1 4 3 课题来源及创新性 本课题来源于国家自然