厲沙沙， 李炯利， 陳軍洲， 王勝強(qiáng)， 熊艷才

(1.北京航空材料研究院， 北京100095;2.北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心， 北京100095)

塊體納米晶鋁的力學(xué)性能及變形機(jī)理

厲沙沙1,2， 李炯利1,2， 陳軍洲1,2， 王勝強(qiáng)1,2， 熊艷才1

(1.北京航空材料研究院， 北京100095;2.北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心， 北京100095)

采用霧化粉體+擠壓(Ato+Ext)、霧化粉體+熱等靜壓+擠壓(Ato+HIP+Ext)、低溫球磨+擠壓(Cryo+Ext)、低溫球磨+熱等靜壓+擠壓(Cryo+HIP+Ext)四組不同的工藝制備塊體納米晶/細(xì)晶鋁，并測(cè)定了室溫拉伸性能，分析了這些塊體材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，利用透射電鏡和掃描電鏡觀察了試樣斷口附近的位錯(cuò)活動(dòng)及試樣的斷口形貌，討論了其變形機(jī)理和斷裂機(jī)理。研究結(jié)果表明：球磨粉體制備的塊體納米晶鋁的強(qiáng)度遠(yuǎn)高于霧化粉體制備的塊體超細(xì)晶鋁，四組塊體材料在拉伸過程中均不存在加工硬化現(xiàn)象；塊體超細(xì)晶鋁在拉伸過程中發(fā)生了明顯的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，對(duì)于塊體納米晶鋁，尺寸≤100nm的晶粒在拉伸過程中內(nèi)部基本不發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)；塊體超細(xì)晶鋁大部分區(qū)域發(fā)生穿晶斷裂，而塊體納米晶鋁基本發(fā)生沿晶斷裂。

納米晶；純鋁；力學(xué)性能；變形機(jī)理；高強(qiáng)度

材料的力學(xué)性能決定了材料的應(yīng)用前景和開發(fā)價(jià)值，對(duì)于塊體超細(xì)晶(平均晶粒尺寸≤500nm)/納米晶(平均晶粒尺寸≤200nm)金屬材料[1,2]，其特殊的細(xì)晶結(jié)構(gòu)所帶來的優(yōu)異力學(xué)性能，使其成為未來武器裝備輕量化的首選材料，一直是該領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)。由于粉末冶金法能制備出較大尺寸的塊體超細(xì)晶/納米晶金屬材料，以實(shí)現(xiàn)工程應(yīng)用，近年來，國(guó)外對(duì)該方法制備的塊體超細(xì)晶/納米晶金屬材料的變形機(jī)理、強(qiáng)化機(jī)理及斷裂機(jī)理開展了廣泛的研究[3,4]，國(guó)內(nèi)雖然也在這方面開展了一些工作[5]，但在材料的制備方式和研究重點(diǎn)上存在較大差異，鮮有全面的對(duì)比研究。本工作將對(duì)粉末冶金法制備的四組塊體超細(xì)晶/納米晶鋁的力學(xué)性能進(jìn)行研究，并結(jié)合微觀組織觀察，分析材料的變形機(jī)理和斷裂機(jī)理，揭示不同工藝帶來的微觀組織及力學(xué)性能差異，為制備可作為結(jié)構(gòu)材料使用的高性能超細(xì)晶/納米晶塊體鋁合金材料奠定基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

研究中每組塊體材料對(duì)應(yīng)的工藝路線見表1，所選用的霧化粉體為霧化方法制備的平均粒度為-400目的純鋁粉體，球磨粉體是將霧化粉體在液氮環(huán)境下低溫球磨制備而得。將粉體在惰性氣氛真空手套箱內(nèi)裝入包套，然后進(jìn)行溫度為200℃，時(shí)間為2h，真空度2×10-3Pa除氣。除氣后，兩組包套進(jìn)行熱等靜壓，溫度為250℃，壓力為90MPa，保溫保壓2h，然后通過機(jī)加工去掉外層包套，將該坯料在300℃以擠壓比為8 ∶1進(jìn)行熱擠壓；另兩組包套直接進(jìn)行擠壓，擠壓工藝參數(shù)同上。具體過程參考[6,7]。

表1 四組塊體材料的制備工藝

常溫拉伸試驗(yàn)在Instron 5887型萬能電子拉伸機(jī)上進(jìn)行。試驗(yàn)過程按照GB228—1987《金屬拉伸實(shí)驗(yàn)方法》的有關(guān)規(guī)定進(jìn)行，拉伸速率為2mm/min，所用引伸儀的標(biāo)距為25mm。拉伸試驗(yàn)采用圓柱形試樣，尺寸按HB 5143—1996選取。

常溫壓縮試驗(yàn)在Instron—5500R型萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。試驗(yàn)過程按照GB/T 7314—1987《金屬壓縮實(shí)驗(yàn)方法》的有關(guān)規(guī)定進(jìn)行，壓縮速率為0.48mm/min，所用引伸儀的標(biāo)距為5mm。壓縮試驗(yàn)采用圓柱形試樣，尺寸為φ4mm×8mm試樣。試驗(yàn)完成后。將數(shù)據(jù)處理，得到真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線，屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度(取三個(gè)試樣的平均值)。

拉伸試驗(yàn)結(jié)束后，將拉伸斷口保護(hù)好，然后用丙酮超聲振蕩清洗，借助JEOL JSM-6510型掃描電鏡對(duì)塊體材料拉伸試樣的斷口形貌進(jìn)行觀察。經(jīng)由JEOL JEM-2100型透射電鏡觀察純鋁粉體的微觀組織及其演化過程，加速電壓為200kV。

2 結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

表2為本研究中不同工藝制備的塊體材料的拉伸力學(xué)性能。

表2 四組塊體材料的拉伸性能

對(duì)比分析這四組數(shù)據(jù)，可以發(fā)現(xiàn)，Cryo+HIP+Ext制備的塊體性能非常優(yōu)異。另外球磨工藝可以顯著提高塊體材料的屈服強(qiáng)度，熱等靜壓工藝則可以一定程度提高材料的屈服強(qiáng)度。但球磨會(huì)使塊體材料的延伸率大大降低，而熱等靜壓可以提高塊體材料的延伸率。這是由于球磨工藝可以使晶粒減小并引入AlN，Al2O3小顆粒[5]，從而大大提高材料的屈服及極限抗拉強(qiáng)度，但由于O元素含量的增高和AlN的引入，又會(huì)帶來延伸率的降低。熱等靜壓可以提高材料的致密度，使材料內(nèi)部組織更均勻，從而提高材料的延伸率和力學(xué)性能的穩(wěn)定性。四組塊體材料的延伸率較常規(guī)粗晶材料都較低，這是粉體發(fā)生一定程度的氧化以及粉體顆粒間不能完全緊密結(jié)合的結(jié)果。

大多數(shù)的研究發(fā)現(xiàn)納米晶/細(xì)晶塊體材料的彈性模量要低于傳統(tǒng)粗晶材料[1]，研究者認(rèn)為這是納米晶/細(xì)晶材料界面原子間隙較大造成的。在本研究中，Ato+HIP+Ext制備的塊體材料彈性模量幾乎達(dá)到常規(guī)粗晶純鋁的水平，而Cryo+HIP+Ext要略低于前者，這是因?yàn)殡m然都經(jīng)熱等靜壓，粉體顆粒間連接已經(jīng)完全緊密，但是后者所用的粉體顆粒本身在球磨過程中已經(jīng)引入大量空位、位錯(cuò)等缺陷，整個(gè)材料的平均原子間隙較前者大。Ato+Ext制備的塊體材料彈性模量非常低，這是因?yàn)樵摬牧嫌汕蛐戊F化粉體直接擠壓而成，擠壓過程原始粉體顆粒未遭到破壞，都以發(fā)生了氧化的粉體顆粒表面接觸，結(jié)合不夠緊密。綜上，本研究制備的納米晶/超細(xì)晶塊體材料的彈性模量均低于傳統(tǒng)粗晶材料，且彈性模量和相對(duì)密度相吻合，此結(jié)果支持了大多數(shù)研究的分析推論。

圖1 四組塊體材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.1 Ture stress-ture strain curves for the four samples

圖1為四組塊體材料拉伸試驗(yàn)過程中的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從曲線可以看出，四組塊體材料在拉伸過程中只在屈服點(diǎn)過后的短過程內(nèi)表現(xiàn)出形變強(qiáng)化。分析原因可認(rèn)為，球磨粉體制備的兩組塊體材料內(nèi)部多數(shù)晶粒尺寸較小，可容納的位錯(cuò)數(shù)量較少，位錯(cuò)難以增殖和運(yùn)動(dòng)[5]，只有少部分大晶粒內(nèi)存在位錯(cuò)增殖與運(yùn)動(dòng)；另外球磨過程中產(chǎn)生的位錯(cuò)很多是纏結(jié)狀態(tài)的，很難發(fā)生增殖和運(yùn)動(dòng)，所以形變強(qiáng)化過程較短。而霧化粉體制備的兩組塊體材料，由于本身位錯(cuò)密度較低，并且基體內(nèi)無溶質(zhì)和第二相粒子，位錯(cuò)難以增殖，也未表現(xiàn)出形變強(qiáng)化現(xiàn)象。

在這四組材料中，Cryo+HIP+Ext制備的塊體材料拉伸性能最優(yōu)，進(jìn)一步對(duì)其進(jìn)行了室溫壓縮實(shí)驗(yàn)，其應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖2所示。測(cè)得其壓縮屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為305MPa和383MPa?？梢园l(fā)現(xiàn)壓縮屈服強(qiáng)度和拉伸屈服強(qiáng)度只相差了35MPa，而抗拉強(qiáng)度幾乎沒有差別，并且壓縮過程應(yīng)力-應(yīng)變曲線與拉伸過程的曲線形態(tài)非常相似。

圖2 Cryo+HIP+Ext制備的塊體材料的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.2 Compressive ture stress-ture strain curve for the sample prepared via Cryo+HIP+Ext

這與現(xiàn)有多數(shù)研究結(jié)果存在差異，多數(shù)研究中，塊體納米晶鋁合金的壓縮性能遠(yuǎn)高于拉伸性能[9]，并且壓縮過程表現(xiàn)出明顯的形變強(qiáng)化現(xiàn)象。研究認(rèn)為在拉伸試驗(yàn)中，材料中存在的微小缺陷(如微孔隙等)在應(yīng)力的作用下聚集長(zhǎng)大，使材料提前發(fā)生破壞[10]，測(cè)得材料的性能較低，且位錯(cuò)在拉伸過程中與材料中的微孔隙相互作用而湮滅，所以基本不產(chǎn)生加工硬化；而在壓縮試驗(yàn)中，這些微孔隙在壓力的作用下慢慢閉合，屈服點(diǎn)過后位錯(cuò)繼續(xù)增殖，材料表現(xiàn)出明顯的形變強(qiáng)化現(xiàn)象，具有高的斷裂強(qiáng)度與延伸率。本研究中，Cryo+HIP+Ext制備的塊體拉伸強(qiáng)度極高，且和壓縮強(qiáng)度差別不大，是因?yàn)榇瞬牧舷鄬?duì)密度基本達(dá)到了100%，即在相對(duì)密度較高的情況下，拉伸強(qiáng)度基本不會(huì)受到極少量的微孔隙的影響，接近材料的本征強(qiáng)度；而在拉伸和壓縮過程中都沒有表現(xiàn)出加工硬化是因?yàn)槲诲e(cuò)多以纏結(jié)狀態(tài)存在，且晶粒較小，位錯(cuò)難以增殖及移動(dòng)，并非微孔隙所致。

2.2 變形機(jī)理

為研究材料的變形機(jī)理，對(duì)四組塊體材料拉伸斷口附近區(qū)域的位錯(cuò)活動(dòng)利用TEM進(jìn)行觀察，如圖3。從圖3a，b可以看到Ato+Ext及Ato+HIP+Ext制備的材料斷口附近位錯(cuò)在晶界塞積并平行排列，說明在塊體超細(xì)晶鋁材料的變形過程中，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)仍然起主導(dǎo)作用。

圖3 四組塊體材料斷口附近位錯(cuò)分布TEM圖片 Fig.3 The TEM images four dislocation morphology of near the fracture of the four samples (a)Ato+Ext；(b)Ato+HIP+Ext；(c)Cryo+Ext；(d)Cryo+HIP+Ext

圖3c，d說明Cryo+Ext和Cryo+HIP+Ext制備的兩組材料在拉伸過程中位錯(cuò)活動(dòng)基本一致。位錯(cuò)活動(dòng)出現(xiàn)在尺寸200nm以上的晶粒內(nèi)，但可以發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)很少在晶界塞積，而是在晶內(nèi)被釘扎，糾纏在一起，可推測(cè)起釘扎作用的是的Al2O3和AlN相[8]。對(duì)于尺寸在100nm以下的晶粒，晶內(nèi)基本無位錯(cuò)活動(dòng)，這支持了該領(lǐng)域大多數(shù)研究者的觀點(diǎn)：尺寸≤100nm晶粒難以容納位錯(cuò)增殖及運(yùn)動(dòng)，在材料塑性變形過程中，這些小晶粒是以晶界的滑動(dòng)及移動(dòng)來協(xié)同整個(gè)塊體變形的。綜上，本研究制備的塊體納米晶材料的塑性變形的確由位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和晶界滑移共同主導(dǎo)。

另外可以注意到，Cryo+HIP+Ext制備的塊體材料內(nèi)有一些尺寸在500nm以上晶粒，這是熱等靜壓過程中材料發(fā)生回復(fù)作用的結(jié)果。在此過程中位錯(cuò)移動(dòng)并最終湮滅在晶界，相鄰的亞晶合并成為大晶粒，所以在拉伸過程中該類晶粒內(nèi)基本無位錯(cuò)活動(dòng)。

2.3 斷裂特征

圖4 四組塊體材料的拉伸斷口形貌圖Fig.4 Tensile fractographs for the four samples (a)Ato+Ext；(b)Ato+HIP+Ext；(c)Cryo+Ext；(d)Cryo +HIP+Ext

圖4為拉伸試樣斷口形貌的SEM圖片。從圖4a可觀察到，Ato+Ext制備的塊體材料的拉伸斷口上分布著尺寸不等的“韌窩”，很多“韌窩”中還存在類似于第二相的類球狀的顆粒，對(duì)其進(jìn)行能譜分析，發(fā)現(xiàn)其成分和基體無差別。以上結(jié)果表明這些顆粒即擠壓前的霧化粉體顆粒。前文已說明霧化粉體直接擠壓制備的塊體材料中，顆粒間不能實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，試樣在拉伸過程中，結(jié)合不緊密的部位首先發(fā)生剝離，發(fā)生沿顆粒界面的斷裂，而結(jié)合緊密的部位發(fā)生韌窩聚集型穿晶斷裂。

圖5b表明，Ato+HIP+Ext制備的塊體材料上均勻地分布著尺寸為幾微米的韌窩，這些韌窩內(nèi)并沒有發(fā)現(xiàn)小顆粒，形貌與傳統(tǒng)粗晶鋁的斷口非常相似，而且在材料內(nèi)部并沒有發(fā)現(xiàn)微裂紋，可斷定材料發(fā)生的是韌窩聚集型穿晶斷裂。這和前文中的高密度及高彈性模量相吻合。

Cryo+Ext制備的塊體材料斷口，如圖4c，未發(fā)現(xiàn)類Ato+Ext制備的塊體材料整個(gè)顆粒在拉伸過程中掙脫出來的現(xiàn)象，但是仍可以觀察到拉伸后顆粒間產(chǎn)生的較大縫隙，所以可認(rèn)為斷裂主要以沿晶斷裂為主。

Cryo+HIP+Ext制備的塊體材料拉伸斷口上大部分區(qū)域發(fā)生沿晶斷裂，但相關(guān)研究表明在大晶粒內(nèi)可能發(fā)生穿晶斷裂[11,12]。細(xì)晶區(qū)的原始粉體顆粒邊界是納米晶塊體材料中強(qiáng)度最低的部位，在拉伸的過程中小裂紋先在該區(qū)域產(chǎn)生，裂紋沿原始顆粒邊界擴(kuò)展，細(xì)晶區(qū)發(fā)生沿晶斷裂。當(dāng)裂紋前沿碰到尺寸較大的粗晶時(shí)，裂紋被鈍化，這些裂紋必須先沿著粗晶周圍搭橋，最后才能將粗晶撕裂，使粗晶區(qū)發(fā)生穿晶斷裂，使材料的延伸率得到一定提高。而在本研究的圖4d中可以發(fā)現(xiàn)材料斷口上均勻分布著很小的微裂紋，這些裂紋旁邊有一些不明顯的韌窩。這非常附合復(fù)合斷裂斷口的形貌，所以可以推測(cè)這組塊體材料發(fā)生復(fù)合斷裂，即細(xì)晶區(qū)是沿晶斷裂，粗晶區(qū)是穿晶斷裂。

3 結(jié)論

(1)由球磨粉體制備的塊體納米晶鋁的屈服和抗拉強(qiáng)度都非常高，其中Cryo+HIP+Ext制備的塊體納米晶鋁的屈服強(qiáng)度(270MPa)是傳統(tǒng)粗晶鋁強(qiáng)度的9～10倍，分析認(rèn)為在塊體致密度較高的基礎(chǔ)下，高強(qiáng)度的出現(xiàn)是細(xì)晶強(qiáng)化和Al2O3，AlN相彌散強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。

(2)塊體納米晶鋁中Al2O3和AlN相較多導(dǎo)致其延伸率較低，通過熱等靜壓可以提高伸長(zhǎng)率。

(3)除了Ato+HIP+Ext制備的塊體材料發(fā)生韌窩聚集型穿晶斷裂，其它三組材料的斷裂方式以沿晶斷裂為主。其中Cryo+HIP+Ext制備的塊體納米晶鋁內(nèi)尺寸較大的晶粒發(fā)生穿晶斷裂，在一定程度上提高了材料的塑性。

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Mechanical Property and Fracture Mechanism of Nanocrystalline Aluminum

LI Sha-sha1,2, LI Jiong-li1,2, Chen Jun-zhou1,2, WANG Sheng-qiang1,2, XIONG Yan-cai1

(1.Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China； 2.Beijing Engineering Research Center of Advanced Aluminum Alloys and Applications, Beijing 100095, China)

In this study, four groups of different process es of Ato+Ext, Ato+HIP+Ext , Cryo+Ext and Cryo+HIP+Ext were set to prepare bulk nanocrystalline / ultrafine-grained Al, and the mechanical properties of the bulks were determined. Then, tensile stress was analysized，the fracture morphology and corresponding dislocation morphology were observed respectively by scanning electron microscopy (SEM). Finally, the deformation and fracture mechanism were discussed. The result showed that the sample made with as-milled powder had an excellent strength compared to sample made with atomized powder. The indication of work hardening had not been observed in all tensile stress strain curves of the four samples. The dislocation movement, which could been seen obviously in ultrafine-grained samples, appeared only in large grain(≥100nm) in nanocrystalline samples. The tensile specimen of the bulk prepared via Ato+HIP+Ext exhibited a transcrystalline fracture, while intergranular fracture was happened to the other specimens.

nanocrystalline; aluminum; mechanical property; fracture mechanism; high strength

2014-10-26；

2015-01-12

厲沙沙(1987—)，女，碩士，主要從事高性能鋁合金材料工藝研發(fā)，(E-mail)yangguangshasha@126.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.3.003

TG146.2+1

A

1005-5053(2015)03-0013-05