梯度層含量與應變速率對梯度納米結構銅變形行為的影響

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(北方工業(yè)大學，機械與材料工程學院，北京 100144)

1 前 言

梯度納米結構是指材料的微觀組織特征尺寸(例如晶粒直徑、孿晶片層厚度等)在某一空間維度上呈現(xiàn)從納米到微米(或毫米)尺度連續(xù)變化特征的特殊結構[1]。梯度納米結構不是各種不同尺寸組織的簡單混合(例如，多級結構納米結構)，而是梯度式的連續(xù)過渡，不存在微觀組織特征的突變界面[2]。在塑性變形過程中，梯度納米結構中各組成部分相互協(xié)調并發(fā)揮各自力學性能特征，進而表現(xiàn)出優(yōu)異的整體力學性能[3-4]。

常見的梯度納米結構制備工藝主要有表面機械研磨(Surface mechanical attrition treatment，SMAT)，表面機械碾壓(Surface mechanical grinding treatment, SMGT)，梯度物理氣相沉積(Physical vapor deposition, PVD)，梯度化學氣相沉積(Chemical vapor deposition, CVD)等[5-8]。表面機械碾壓工藝(SMGT)是利用球型硬質合金頭與高速旋轉試樣表層間產生的剪切塑性應變實現(xiàn)材料表層晶粒納米化的方法。由于剪切塑性應變沿試樣表面至心部方向呈梯度減小趨勢，所以細化后的微觀組織特征尺寸也呈梯度分布特征[9]。

針對梯度納米結構材料，國內外專家學者開展了大量的研究工作。這些研究工作主要集中在制備工藝參數與梯度結構特征之間的關系[9-10]、晶粒細化過程與微觀機理[11]、梯度納米結構化學活性與熱穩(wěn)定性[12-15]、梯度納米結構的微觀變形機理和宏觀力學性能等方面[16-17]。而有關梯度納米結構組成(不同體積分數的梯度結構)以及變形條件(不同的應變速率)等因素對其宏觀變形行為與力學性能的影響依然未被清晰揭示。

本文利用SMGT制備梯度納米結構銅，開展梯度納米結構銅在不同條件下的塑性變形行為研究。首先，利用SMGT制備不同梯度層體積分數的棒狀梯度納米結構純銅試樣。然后，利用顯微硬度測試和金相分析分別表征了試樣橫截面上顯微硬度和微觀組織的梯度分布特征。最后，結合不同梯度層體積分數和不同應變速率下單軸拉伸試驗數據，對比分析梯度層體積分數和應變速率對其力學性能與塑性變形行為的影響。

2 實驗材料與方法

2.1 實驗材料

試驗材料采用直徑為Φ20mm無氧純銅(純度為99.97%)棒材。將無氧純銅棒材下料成長度為100mm短棒，并進行退火處理后備用。退火處理的工藝為：600℃/保溫3h+空冷。經退火處理后的無氧純銅晶粒形貌為等軸狀，晶粒直徑為30～50μm。

退火處理后的試樣，通過車削加工成標距段直徑分別為Φ6mm，Φ4mm 和Φ3mm的A，B，C三類棒狀拉伸試樣，具體形貌及尺寸如圖1所示。

圖1 無氧純銅棒狀拉伸試樣示意圖Fig.1 Sketch map of oxygen free copper tensile sample

2.2 梯度納米結構的制備

將A，B，C三類棒狀純銅拉伸試樣安裝到CK6136數控車床上，采用表面機械碾壓工藝(SMGT)[9]對拉伸試樣的標距段和過度圓弧段進行表面納米化處理(圖2b)。SMGT處理過程中采用的WC/Co硬質合金球頭直徑為3mm，碾壓工具結構如圖2a 所示。具體處理工藝參數及試樣編號如表1所示。

圖2 表面機械碾壓處理制備梯度納米結構(a) WC/Co碾壓頭； (b) SMGT工藝示意圖Fig.2 Surface mechanical grinding treatment(a) WC/Co grinding tool; (b) Sketch map of SMGT

Sample No.Diameter/mmvr /r·min-1vh/mm·r-1ap /μmRepeated timesA66000.1503B46000.1503C36000.1503

2.3 組織表征與性能測試

從A，B，C三類棒狀梯度納米結構試樣的標距段內分別截取高度為2mm圓柱試樣，用于金相組織觀察與顯微硬度測試。金相腐蝕液為100mL H2O+5g FeCl3+15mL HCl(10%)。

顯微硬度測試在FM-ARS900上進行。加載載荷為10gf，保持載荷15s。

準靜態(tài)和不同應變速率的單軸拉伸試驗在Instron 3300雙立柱電子萬能材料試驗機上進行。單軸拉伸測試的應變速率為分別為2.0×10-4s-1，1.0×10-3s-1，5.0×10-3s-1，2.0×10-2s-1和1.0×10-1s-1， 其中，2.0×10-4s-1為準靜態(tài)單軸拉伸測試的應變速率。

3 結果與分析

3.1 顯微硬度的梯度分布特征

經表面機械碾壓處理后的純銅試樣橫截面上沿徑向方向的硬度分布如圖3所示?？梢钥吹?，樣品外表層的顯微硬度值最高，均值達到0.84GPa。沿外表層至心部方向上，顯微硬度值逐漸下降：在距表層～1mm位置處，顯微硬度值降為0.34GPa。隨著距表層距離的進一步增加，顯微硬度值基本不再發(fā)生變化。

圖3 經SMGT處理后的純銅試樣橫截面上硬度梯度分布特征Fig.3 Gradient distribution of micro-hardness in SMGT copper

從圖3容易看出，從試樣表層到距離表層～1mm的區(qū)域內，顯微硬度值的分布沿徑向呈連續(xù)遞減的梯度分布特征。值得注意的是，由于采用一致的工藝參數，標距段直徑分別為Φ6mm，Φ4mm和Φ3mm的A，B，C三類拉伸試樣的梯度層厚度和分布特征基本一致。由此可計算出，A，B，C三類拉伸試樣中梯度結構層所占體積分數依次為30.56%，43.75%和55.56%。

3.2 微觀組織的梯度分布特征

經表面機械碾壓處理后的純銅樣品表層微觀組織如圖4所示。圖中可見，沿著試樣表層至心部的方向上，晶粒直徑逐漸增大，呈現(xiàn)顯著的梯度分布特征。

圖4 SMGT處理后的純銅試樣表層微觀組織梯度分布特征(a) 金相照片； (b) 平均晶粒直徑分布Fig.4 Gradient distribution of microstructure in SMGT copper (a) Metallographic structure; (b) Distribution of average grain diameter

靠近試樣外表層的區(qū)域，是典型的超細晶(納米晶)區(qū)。在不斷累積的剪切應變作用下，該區(qū)域內的原始粗大等軸晶粒逐步細化為直徑在0.1～1μm超細晶粒(圖4(b))。超細晶層的厚度～50μm，如圖4(a)中a1所示區(qū)域。

緊鄰超細晶層的是變形晶粒層，如圖4(a)中a2所示的區(qū)域。該區(qū)域內的晶粒呈現(xiàn)沿剪切應變方向變形、拉長的趨勢。變形晶粒層的厚度在100μm左右。

與變形晶粒層相鄰的是粗晶區(qū)，如圖4(a)中a2以下所示區(qū)域。該區(qū)域的晶粒形貌多為等軸狀，未見明顯的變形與拉長。粗晶區(qū)內晶粒平均直徑～40mm，如圖4(b)所示。

值得注意的是，粗晶區(qū)內晶粒的形貌雖為典型的未變形組織，但結合硬度的表征可以發(fā)現(xiàn)，其顯微硬度明顯高于心部區(qū)域。這是由于剪切應變的梯度分布特征導致該區(qū)域內晶粒也受到了剪切應變的影響。在剪切應變作用下，晶粒內部的位錯相互交割、纏結，位錯密度不斷上升[18]，導致其顯微硬度明顯高于心部未受應變影響的區(qū)域。

3.3 梯度結構體積分數的影響

將含有不同梯度層體積分數(分別為30.56%，43.75%和55.56%)和退火態(tài)(粗晶態(tài)，梯度層體積分數為0)純銅拉伸試樣分別開展準靜態(tài)單軸拉伸試驗，所得應力-應變曲線如圖5(a)所示。

圖中可見，退火態(tài)純銅試樣的屈服強度相對較低，僅為56MPa。經SMGT處理后，試樣屈服強度顯著提高。以梯度層體積分數最低的A類試樣(梯度層體積分數為31.56%)為例，其屈服強度為176MPa，相對于退火態(tài)純銅提高3倍左右。

隨著梯度層體積分數的增加，屈服強度進一步提高：當梯度層體積分數增加到55.6%時，屈服強度提高到190MPa。值得注意的是，從A類到C類試樣，梯度層體積分數提高了65.7%，而其屈服強度僅提高了22%。

圖5 不同梯度層體積分數對拉伸力學性能的影響(a) 準靜態(tài)單軸拉伸變形曲線； (b) 屈服強度—均勻延伸率之間的“倒置”關系Fig.5 Influence of the gradient layer volume fraction on mechanical property(a) Quasi static tensile curves; (b) Inverse relationships between yield stress and uniform elongation

另一方面，隨著梯度層體積分數的增加，不但屈服強度逐漸提高，而且均勻塑性變形能力依然非常優(yōu)異。例如，B，C類試樣的均勻延伸率分別為18.0%和15.9%。

通過其他劇烈塑性變形方式獲得的均勻納米/超細晶材料(例如，等傾角擠壓)，雖然也具有較高的強度(300～420MPa)，但基本沒有均勻塑性(均勻延伸率<5%)，如圖5b左上角虛線圓圈區(qū)域所示[19]。

進一步分析發(fā)現(xiàn)，隨著梯度層體積分數的增加，梯度納米結構銅的屈服強度與均勻延伸率之間呈現(xiàn)特殊的“倒置”關系，如圖5(b)中右下部分紅色虛線所示。顯然，這與金屬材料中常見的強度與塑性之間的“雙曲線型”關系(如圖5(b)中左上角紅色虛線所示)有著本質的區(qū)別[20]。

為了進一步探究強度-塑性之間特殊“倒置”關系出現(xiàn)的原因，圖6給出不同梯度層體積分數純銅試樣加工硬化率-真應變曲線。

圖6 不同梯度層體積分數純銅試樣加工硬化率-真應變曲線Fig.6 Work hardening rate-true strain curves of SMGT copper with different gradient layer volume fractions

從圖6可見，退火態(tài)粗晶銅的加工硬化能力較強。隨著應變量的增加，加工硬化能力逐漸降低并與其對應的真應力應變曲線相交。根據Considere判據[21]，良好的加工硬化能力是粗晶銅擁有良好均勻塑性的根本原因。

相對于粗晶材料而言，含有納米/超細晶層梯度結構的材料加工硬化能力顯著降低：加工硬化率曲線迅速下降并逐漸接近于對應的真應力-應變曲線，這是超細晶/納米晶材料共有的塑性變形失穩(wěn)特征。

然而，值得注意的是，隨著應變量的進一步增加，梯度結構的加工硬化率降低趨勢逐漸變得平緩，并出現(xiàn)顯著的上浮與波動，明顯延后了塑性失穩(wěn)的發(fā)生。一些研究中將這種在梯度結構中出現(xiàn)的特有的加工硬化現(xiàn)象歸結為“梯度效應”[22]。

3.4 應變速率的影響

經表面機械碾壓處理后的C類試樣(梯度層體積分數為55.60%)在不同應變速率下的單軸拉伸試驗結果如圖7所示。

從圖7(a)中可見，梯度納米結構金屬銅在準靜態(tài)拉伸(2.0×10-4s-1)變形時，屈服強度為190MPa，均勻延伸率為15.9%。隨著應變速率的增加，屈服強度/抗拉強度都逐漸上升，均勻延伸率呈逐漸降低的趨勢(見圖7(b))。當應變速率增加到1.0×10-1s-1時，屈服強度上升為220MPa，而對應的均勻延伸率下降到12.1%。

經分析可知，對于經表面機械碾壓處理后的梯度結構金屬樣品, 當應變速率在2.0×10-4～1.0×10-1s-1內變化時，試樣的屈服/抗拉強度均隨應變速率的增加而緩慢上升。但是，抗拉強度與屈服強度的差值(σb-σs)卻表現(xiàn)出隨著應變速率的增加而逐漸降低的趨勢。這是因為隨著應變速率的增加，材料內部的位錯運動、增殖等都來不及充分發(fā)生，最終導致應變硬化能力逐步降低[23]。

值得注意的是，盡管均勻延伸率也呈現(xiàn)隨著應變速率的增加而不斷降低的趨勢，但其下降的幅度卻較小(最大下降幅度為～23%)。即使在高應變速率(1.0×10-1s-1)下，梯度結構金屬銅依然擁有高達12.1%的均勻延伸率。

圖7 不用應變速率下梯度納米結構銅的拉伸變形行為(a) 工程應力-應變曲線； (b) 屈服強度-應變速率曲線Fig.7 Tensile deformation behaviors of SMGT samples under different strain rates(a) Engineering stress-strain curves; (b) Yield stress-strain rate curves

4 結 論

本文采用表面機械碾壓工藝制備了梯度納米結構銅，表征了棒狀梯度納米結構金屬試樣橫截面上顯微硬度和微觀組織的梯度分布特征，研究了梯度層體積分數和應變速率對力學性能和變形行為的影響。綜合上述實驗結果與分析，得出以下主要結論：

1.經機械碾壓處理后的梯度納米結構金屬銅屈服強度為176MPa，相對于退火態(tài)粗晶銅提高3倍左右，其均勻延伸率高達16%。

2.隨著梯度層體積分數的增加，屈服強度緩慢提高，當棒狀試樣直徑從6mm降為3mm，梯度層體積分數提高了65.7%，而其屈服強度僅提高了22%。

3.隨著梯度層體積分數的增加，梯度納米結構銅的屈服強度逐漸提高，但其塑性下降卻較為緩慢，從而表現(xiàn)出與金屬材料中常見的強度與塑性間的“雙曲線型”關系所截然不同的特殊“倒置”關系。

4.隨著應變速率的逐漸增加，梯度結構金屬銅的屈服強度/抗拉強度逐漸上升，均勻延伸率呈緩慢下降趨勢：當應變速率從2.0×10-4s-1增加1.0×10-1s-1時，屈服強度由190MPa上升到220MPa，均勻延伸率由15.9%降為12.1%。