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(北方工業(yè)大學(xué)，機(jī)械與材料工程學(xué)院，北京 100144)

1 前 言

梯度納米結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)[1]。梯度納米結(jié)構(gòu)不是各種不同尺寸組織的簡(jiǎn)單混合(例如，多級(jí)結(jié)構(gòu)納米結(jié)構(gòu))，而是梯度式的連續(xù)過(guò)渡，不存在微觀組織特征的突變界面[2]。在塑性變形過(guò)程中，梯度納米結(jié)構(gòu)中各組成部分相互協(xié)調(diào)并發(fā)揮各自力學(xué)性能特征，進(jìn)而表現(xiàn)出優(yōu)異的整體力學(xué)性能[3-4]。

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

針對(duì)梯度納米結(jié)構(gòu)材料，國(guó)內(nèi)外專(zhuān)家學(xué)者開(kāi)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(shù)與梯度結(jié)構(gòu)特征之間的關(guān)系[9-10]、晶粒細(xì)化過(guò)程與微觀機(jī)理[11]、梯度納米結(jié)構(gòu)化學(xué)活性與熱穩(wěn)定性[12-15]、梯度納米結(jié)構(gòu)的微觀變形機(jī)理和宏觀力學(xué)性能等方面[16-17]。而有關(guān)梯度納米結(jié)構(gòu)組成(不同體積分?jǐn)?shù)的梯度結(jié)構(gòu))以及變形條件(不同的應(yīng)變速率)等因素對(duì)其宏觀變形行為與力學(xué)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(jié)構(gòu)銅，開(kāi)展梯度納米結(jié)構(gòu)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?jǐn)?shù)的棒狀梯度納米結(jié)構(gòu)純銅試樣。然后，利用顯微硬度測(cè)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(jié)合不同梯度層體積分?jǐn)?shù)和不同應(yīng)變速率下單軸拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)，對(duì)比分析梯度層體積分?jǐn)?shù)和應(yīng)變速率對(duì)其力學(xué)性能與塑性變形行為的影響。

2 實(shí)驗(yàn)材料與方法

2.1 實(shí)驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料采用直徑為Φ20mm無(wú)氧純銅(純度為99.97%)棒材。將無(wú)氧純銅棒材下料成長(zhǎng)度為100mm短棒，并進(jìn)行退火處理后備用。退火處理的工藝為：600℃/保溫3h+空冷。經(jīng)退火處理后的無(wú)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(guò)車(chē)削加工成標(biāo)距段直徑分別為Φ6mm，Φ4mm 和Φ3mm的A，B，C三類(lèi)棒狀拉伸試樣，具體形貌及尺寸如圖1所示。

圖1 無(wú)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(jié)構(gòu)的制備

將A，B，C三類(lèi)棒狀純銅拉伸試樣安裝到CK6136數(shù)控車(chē)床上，采用表面機(jī)械碾壓工藝(SMGT)[9]對(duì)拉伸試樣的標(biāo)距段和過(guò)度圓弧段進(jìn)行表面納米化處理(圖2b)。SMGT處理過(guò)程中采用的WC/Co硬質(zhì)合金球頭直徑為3mm，碾壓工具結(jié)構(gòu)如圖2a 所示。具體處理工藝參數(shù)及試樣編號(hào)如表1所示。

圖2 表面機(jī)械碾壓處理制備梯度納米結(jié)構(gòu)(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(cè)試

從A，B，C三類(lèi)棒狀梯度納米結(jié)構(gòu)試樣的標(biāo)距段內(nèi)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(cè)試。金相腐蝕液為100mL H2O+5g FeCl3+15mL HCl(10%)。

顯微硬度測(cè)試在FM-ARS900上進(jìn)行。加載載荷為10gf，保持載荷15s。

準(zhǔn)靜態(tài)和不同應(yīng)變速率的單軸拉伸試驗(yàn)在Instron 3300雙立柱電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。單軸拉伸測(cè)試的應(yīng)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(zhǔn)靜態(tài)單軸拉伸測(cè)試的應(yīng)變速率。

3 結(jié)果與分析

3.1 顯微硬度的梯度分布特征

經(jīng)表面機(jī)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(dá)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(jìn)一步增加，顯微硬度值基本不再發(fā)生變化。

圖3 經(jīng)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(nèi)，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(shù)，標(biāo)距段直徑分別為Φ6mm，Φ4mm和Φ3mm的A，B，C三類(lèi)拉伸試樣的梯度層厚度和分布特征基本一致。由此可計(jì)算出，A，B，C三類(lèi)拉伸試樣中梯度結(jié)構(gòu)層所占體積分?jǐn)?shù)依次為30.56%，43.75%和55.56%。

3.2 微觀組織的梯度分布特征

經(jīng)表面機(jī)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(jiàn)，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(xì)晶(納米晶)區(qū)。在不斷累積的剪切應(yīng)變作用下，該區(qū)域內(nèi)的原始粗大等軸晶粒逐步細(xì)化為直徑在0.1～1μm超細(xì)晶粒(圖4(b))。超細(xì)晶層的厚度～50μm，如圖4(a)中a1所示區(qū)域。

緊鄰超細(xì)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(nèi)的晶粒呈現(xiàn)沿剪切應(yīng)變方向變形、拉長(zhǎng)的趨勢(shì)。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(jiàn)明顯的變形與拉長(zhǎng)。粗晶區(qū)內(nèi)晶粒平均直徑～40mm，如圖4(b)所示。

值得注意的是，粗晶區(qū)內(nèi)晶粒的形貌雖為典型的未變形組織，但結(jié)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(yīng)變的梯度分布特征導(dǎo)致該區(qū)域內(nèi)晶粒也受到了剪切應(yīng)變的影響。在剪切應(yīng)變作用下，晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)相互交割、纏結(jié)，位錯(cuò)密度不斷上升[18]，導(dǎo)致其顯微硬度明顯高于心部未受應(yīng)變影響的區(qū)域。

3.3 梯度結(jié)構(gòu)體積分?jǐn)?shù)的影響

將含有不同梯度層體積分?jǐn)?shù)(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?jǐn)?shù)為0)純銅拉伸試樣分別開(kāi)展準(zhǔn)靜態(tài)單軸拉伸試驗(yàn)，所得應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)如圖5(a)所示。

圖中可見(jiàn)，退火態(tài)純銅試樣的屈服強(qiáng)度相對(duì)較低，僅為56MPa。經(jīng)SMGT處理后，試樣屈服強(qiáng)度顯著提高。以梯度層體積分?jǐn)?shù)最低的A類(lèi)試樣(梯度層體積分?jǐn)?shù)為31.56%)為例，其屈服強(qiáng)度為176MPa，相對(duì)于退火態(tài)純銅提高3倍左右。

隨著梯度層體積分?jǐn)?shù)的增加，屈服強(qiáng)度進(jìn)一步提高：當(dāng)梯度層體積分?jǐn)?shù)增加到55.6%時(shí)，屈服強(qiáng)度提高到190MPa。值得注意的是，從A類(lèi)到C類(lèi)試樣，梯度層體積分?jǐn)?shù)提高了65.7%，而其屈服強(qiáng)度僅提高了22%。

圖5 不同梯度層體積分?jǐn)?shù)對(duì)拉伸力學(xué)性能的影響(a) 準(zhǔn)靜態(tài)單軸拉伸變形曲線(xiàn)； (b) 屈服強(qiáng)度—均勻延伸率之間的“倒置”關(guān)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?jǐn)?shù)的增加，不但屈服強(qiáng)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(lèi)試樣的均勻延伸率分別為18.0%和15.9%。

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

進(jìn)一步分析發(fā)現(xiàn)，隨著梯度層體積分?jǐn)?shù)的增加，梯度納米結(jié)構(gòu)銅的屈服強(qiáng)度與均勻延伸率之間呈現(xiàn)特殊的“倒置”關(guān)系，如圖5(b)中右下部分紅色虛線(xiàn)所示。顯然，這與金屬材料中常見(jiàn)的強(qiáng)度與塑性之間的“雙曲線(xiàn)型”關(guān)系(如圖5(b)中左上角紅色虛線(xiàn)所示)有著本質(zhì)的區(qū)別[20]。

為了進(jìn)一步探究強(qiáng)度-塑性之間特殊“倒置”關(guān)系出現(xiàn)的原因，圖6給出不同梯度層體積分?jǐn)?shù)純銅試樣加工硬化率-真應(yīng)變曲線(xiàn)。

圖6 不同梯度層體積分?jǐn)?shù)純銅試樣加工硬化率-真應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.6 Work hardening rate-true strain curves of SMGT copper with different gradient layer volume fractions

從圖6可見(jiàn)，退火態(tài)粗晶銅的加工硬化能力較強(qiáng)。隨著應(yīng)變量的增加，加工硬化能力逐漸降低并與其對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)相交。根據(jù)Considere判據(jù)[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(duì)于粗晶材料而言，含有納米/超細(xì)晶層梯度結(jié)構(gòu)的材料加工硬化能力顯著降低：加工硬化率曲線(xiàn)迅速下降并逐漸接近于對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)，這是超細(xì)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(yīng)變量的進(jìn)一步增加，梯度結(jié)構(gòu)的加工硬化率降低趨勢(shì)逐漸變得平緩，并出現(xiàn)顯著的上浮與波動(dòng)，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(jié)構(gòu)中出現(xiàn)的特有的加工硬化現(xiàn)象歸結(jié)為“梯度效應(yīng)”[22]。

3.4 應(yīng)變速率的影響

經(jīng)表面機(jī)械碾壓處理后的C類(lèi)試樣(梯度層體積分?jǐn)?shù)為55.60%)在不同應(yīng)變速率下的單軸拉伸試驗(yàn)結(jié)果如圖7所示。

從圖7(a)中可見(jiàn)，梯度納米結(jié)構(gòu)金屬銅在準(zhǔn)靜態(tài)拉伸(2.0×10-4s-1)變形時(shí)，屈服強(qiáng)度為190MPa，均勻延伸率為15.9%。隨著應(yīng)變速率的增加，屈服強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度都逐漸上升，均勻延伸率呈逐漸降低的趨勢(shì)(見(jiàn)圖7(b))。當(dāng)應(yīng)變速率增加到1.0×10-1s-1時(shí)，屈服強(qiáng)度上升為220MPa，而對(duì)應(yīng)的均勻延伸率下降到12.1%。

經(jīng)分析可知，對(duì)于經(jīng)表面機(jī)械碾壓處理后的梯度結(jié)構(gòu)金屬樣品, 當(dāng)應(yīng)變速率在2.0×10-4～1.0×10-1s-1內(nèi)變化時(shí)，試樣的屈服/抗拉強(qiáng)度均隨應(yīng)變速率的增加而緩慢上升。但是，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度的差值(σb-σs)卻表現(xiàn)出隨著應(yīng)變速率的增加而逐漸降低的趨勢(shì)。這是因?yàn)殡S著應(yīng)變速率的增加，材料內(nèi)部的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、增殖等都來(lái)不及充分發(fā)生，最終導(dǎo)致應(yīng)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(yīng)變速率的增加而不斷降低的趨勢(shì)，但其下降的幅度卻較小(最大下降幅度為～23%)。即使在高應(yīng)變速率(1.0×10-1s-1)下，梯度結(jié)構(gòu)金屬銅依然擁有高達(dá)12.1%的均勻延伸率。

圖7 不用應(yīng)變速率下梯度納米結(jié)構(gòu)銅的拉伸變形行為(a) 工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)； (b) 屈服強(qiáng)度-應(yīng)變速率曲線(xiàn)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(jié) 論

本文采用表面機(jī)械碾壓工藝制備了梯度納米結(jié)構(gòu)銅，表征了棒狀梯度納米結(jié)構(gòu)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?jǐn)?shù)和應(yīng)變速率對(duì)力學(xué)性能和變形行為的影響。綜合上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析，得出以下主要結(jié)論：

1.經(jīng)機(jī)械碾壓處理后的梯度納米結(jié)構(gòu)金屬銅屈服強(qiáng)度為176MPa，相對(duì)于退火態(tài)粗晶銅提高3倍左右，其均勻延伸率高達(dá)16%。

2.隨著梯度層體積分?jǐn)?shù)的增加，屈服強(qiáng)度緩慢提高，當(dāng)棒狀試樣直徑從6mm降為3mm，梯度層體積分?jǐn)?shù)提高了65.7%，而其屈服強(qiáng)度僅提高了22%。

3.隨著梯度層體積分?jǐn)?shù)的增加，梯度納米結(jié)構(gòu)銅的屈服強(qiáng)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(jiàn)的強(qiáng)度與塑性間的“雙曲線(xiàn)型”關(guān)系所截然不同的特殊“倒置”關(guān)系。

4.隨著應(yīng)變速率的逐漸增加，梯度結(jié)構(gòu)金屬銅的屈服強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度逐漸上升，均勻延伸率呈緩慢下降趨勢(shì)：當(dāng)應(yīng)變速率從2.0×10-4s-1增加1.0×10-1s-1時(shí)，屈服強(qiáng)度由190MPa上升到220MPa，均勻延伸率由15.9%降為12.1%。