姬鵬云 王均安 任忠鳴 王江 張園鋒

（上海大學材料科學與工程學院，上海 200444）

7xxx系鋁合金是強度最高的鋁合金，但冷變形性能差［1］及超塑性成形的成本高［2］等不足限制了它的應用。近幾十年來研究發(fā)現(xiàn)，磁場會影響鐵磁性［3-5］、順磁性［6-9］和抗磁性［10-11］材料中位錯的運動，磁場可降低某些材料的硬度［11］，提高蠕變速率［8］及減小殘余應力［12］。這表明在磁場中金屬材料能或多或少地呈現(xiàn)出“磁致塑性”，這為解決鋁合金塑性差的問題提供了新思路。

研究發(fā)現(xiàn)，磁場與應力共同作用時，Al、Zn單晶［9］和模具鋼［13］塑性的變化幅度與磁場和應力的方向密切相關；靜磁場能影響位錯運動的動態(tài)過程，從而改變位錯亞結構［14-15］，進而影響力學性能。位錯的運動涉及滑移系的開動，而滑移系的差異會造成位錯增殖及其運動過程不同［16-17］，這些都會影響材料的塑性。但在靜磁場作用下，滑移系、位錯與磁致塑性之間的關系尚未見報道，這是亟待深入研究的問題。由于合金以及多晶形變的復雜性，研究純金屬單晶在靜磁場中的塑性變化無疑對認識上述問題具有積極的作用。

本文基于磁場、應力與磁致塑性效應的相關性，在靜磁場中對單晶鋁進行了拉伸試驗，以研究靜磁場對單晶鋁塑性的影響。

1 試驗材料和方法

用ALD單晶定向爐（Bridgman法晶體生長）制備了純度（質(zhì)量分數(shù)）為99.85%的單晶鋁，其生長方向為＜001＞。在500℃真空退火100 h，使試樣成分均勻化。單晶鋁的化學成分見表1。

表1 單晶鋁的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of themonocrystalline aluminum（mass fraction） %

通過X射線衍射和電子背散射衍射測定了單晶鋁的晶體取向。采用電火花線切割制備拉伸試樣，試樣軸線與＜100＞、＜110＞和＜111＞晶向平行，試樣表面分別為｛100｝、｛110｝和｛112｝晶面，晶軸偏差不大于1°，且通過位錯蝕坑法確認晶體取向一致。拉伸試樣平行段的尺寸為3 mm×4 mm×12 mm，所有試樣經(jīng)電解拋光，電解液采用體積比為1∶4的高氯酸和冰醋酸混合溶液，電壓25 V，電流1.5 A。

試驗在N45釹鐵硼磁體的靜磁場中進行，磁場強度為0.85 T。夾頭為無磁性的304不銹鋼。采用MTS電子萬能材料試驗機進行拉伸試驗，應變速率為3×10-4s-1，磁場方向與拉伸方向垂直。用JEM-2010透射電鏡觀察試樣的微觀組織。

2 結果和討論

2.1 應力-應變曲線

圖1為沿＜100＞、＜110＞和＜111＞晶向拉伸的試樣的應力-應變曲線。拉伸曲線中未出現(xiàn)易滑移階段，直接表現(xiàn)為線性硬化階段，隨后進入拋物線形硬化階段。與無磁場拉伸的試樣相比，磁場中拉伸試樣的屈服強度降低，斷后伸長率增加，抗拉強度略微降低，且磁場對＜110＞取向試樣的作用更加明顯。其中：＜100＞試樣屈服后應力增加較快直至斷裂，抗拉強度達到68 MPa，比＜110＞和＜111＞試樣高8～10 MPa；＜110＞和＜111＞試樣屈服后，隨著拉伸變形量的增大，應力逐漸增加，當達到抗拉強度值后，應力緩慢下降直至斷裂，兩者的斷后伸長率明顯大于＜100＞試樣。試驗結果與單晶鋁［16］的力學性能相似，沿＜100＞晶向拉伸的試樣加工硬化率最高，相應的塑性較低。而＜110＞和＜111＞試樣的塑性較高，在磁場中沿3種晶向拉伸的試樣塑性均有所改善。

圖1 在不同強度磁場中沿＜100＞、＜110＞和＜111＞晶向拉伸的試樣的應力-應變曲線Fig.1 Stress-strain curves of the specimens stretched along＜100＞，＜110＞，and＜111＞crystal orientations in magnetic fields of different intensities

鋁為層錯能高的面心立方結構金屬材料，通常晶體塑性變形主要依靠滑移完成。單晶的力學性能各向異性主要源于滑移系的差異。圖2為3種試樣的｛001｝、｛011｝和｛111｝極圖的合成圖，圖中將試樣的初始取向信息標出，便于計算各滑移系的Schmid因子和識別滑移帶的類型。圖2中，“D1-D6”是滑移方向，“P1-P4”是滑移面，P1-是 P1的逆面方向，D1-是D1的反方向。符號PID1表示滑移面為P1、滑移方向為D1的滑移系。圖2中TA表示拉伸軸。各滑移系Schmid因子如表2所示（忽略了偏離角的影響），可以看出，＜100＞試樣有8個Schmid因子約為0.50的滑移系，＜110＞試樣有4個Schmid因子約為0.41的滑移系，＜111＞試樣有6個Schmid因子約為0.27的滑移系。＜100＞試樣易通過多滑移的方式變形，具有較高的抗變形性能，表現(xiàn)出了較高的抗拉強度和屈服強度。＜110＞試樣的滑移系處在兩個相互共軛的滑移面上，由于初始滑移系的滑移面法線和滑移方向與拉伸方向的夾角分別為35.3°和60°，均偏離45°，初始滑移系啟動產(chǎn)生的晶格扭轉將使初始滑移系出現(xiàn)幾何軟化［18］，而共軛滑移系卻被幾何硬化，從而表現(xiàn)出較低的抗拉強度。對于＜111＞試樣，滑移面法線和滑移方向與拉伸方向的夾角分別為70.5°和35.3°，該取向的試樣具有立方滑移［19］的特征，其屈服強度取決于立方滑移系的臨界分切應力。然而，立方滑移的變形分布均勻，導致該取向的試樣具有較高的斷后伸長率。

圖2 試樣的初始取向Fig.2 Initial orientations of the specimens

表2 試樣各滑移系的Schm id因子Table 2 Schmid factors of each slip system in the specimens

磁場能提高材料的斷后伸長率，且晶體取向?qū)Υ胖滤苄杂忻黠@的影響，見圖3。＜100＞試樣中有多個滑移系開動，交叉面內(nèi)獨立滑移的位錯也更容易受到異面位錯的釘扎（位錯林），這也導致位錯林的數(shù)量迅速增多，可動位錯受到位錯林的釘扎成為不動位錯，且持續(xù)阻礙可動位錯的運動，所以＜100＞試樣的加工硬化率最大，20%的應變即達到抗拉強度。相比較，＜110＞和＜111＞試樣變形過程中產(chǎn)生的位錯林明顯減少。易開動滑移系越少，斷后伸長率增幅越大，說明位錯林形成的交叉位錯網(wǎng)能阻礙可動位錯運動、抑制塑性變形的同時也抑制了磁致塑性效應［20-21］。

圖3 試樣的拉伸方向與斷后伸長率增量的關系Fig.3 Relationship between tensile direction and increment of elongation for the specimens

2.2 滑移帶形貌

圖4為拉伸過程中試樣表面的滑移帶形貌。圖4（a）和4（d）中，＜100＞試樣的位錯只在主滑動面上運動，滑移帶呈波紋狀，幾乎平行且較疏散，與拉伸軸的夾角約為60°，這與 Takeshi等［22］的結果相符。無磁場拉伸試樣的平均滑移帶間距為9.3μm，磁場中拉伸試樣的平均滑移帶間距為7.2μm。交滑移導致滑移帶呈波紋狀，鋁的高層錯能（～166 mJ·m-2）和施加的高應力也能促使波浪結構的出現(xiàn)［23］。圖 4（b）和 4（e）表明，＜110＞試樣中主滑移面與共軛滑移面都有滑移系開動，前者對應的滑移帶筆直且密集，后者較為疏散，兩種滑移帶對稱分布于拉伸軸的兩側，夾角約為50°。對于主滑移面，不論有無磁場，滑移帶間距均為2.1μm；而共軛滑移面，無磁場拉伸試樣的滑移帶間距為11.9μm，磁場中拉伸的試樣為8.1μm。結合圖2得出，拉伸變形初期P2D2和P2D5滑移系主導了該單晶的變形，隨著取向的旋轉和應力的增大，P1D1和P1D3滑移系開動。圖4（c）和4（f）中，＜111＞試樣只有主滑移面上的位錯開動，滑移帶筆直、密集，P3D3和P3D6滑移系開動；無磁場拉伸試樣的平均滑移帶間距為2.5μm，磁場中拉伸試樣的滑移帶間距略微減小，說明位錯趨于在更多的滑移面上運動，減小了位錯塞積程度和位錯間的交互作用。此外，滑移帶的間距和線形等特征是力學性能各向異性的體現(xiàn)，滑移帶間距越大或異面交叉滑移越多，變形抗力越大。

圖4 應變率為4%時＜100＞、＜110＞和＜111＞試樣的滑移帶Fig.4 Slip bands in the＜100＞，＜110＞and＜111＞specimens strained to 4%

2.3 位錯組態(tài)

圖5為退火單晶鋁和應變單晶鋁的位錯組態(tài)。采用交線位錯測量法［24］計算位錯密度，選取5個視場進行統(tǒng)計。退火試樣的位錯密度為0.59×1014m-2，位錯呈彎曲狀分布。隨著拉伸變形量的增大，主滑移面位錯的增殖、運動及交互作用，使位錯繼續(xù)運動的阻力大大增加，次生滑移系被開動，由于主、次滑移系交替動作，形成了位錯林。圖5（b）為沿＜100＞晶向應變4%后的直線形位錯網(wǎng)，位錯主要沿＜110＞晶向分布，并且只分布在局部區(qū)域，位錯纏結阻礙了直位錯的運動。

圖5 （a）退火態(tài)和（b）應變率為4%的單晶鋁中的位錯Fig.5 Dislocations in themono-crystalline aluminums（a）annealed and（b）strained to 4%

從圖1可以看出，應變4%（拋物線硬化階段）時，磁場中拉伸的試樣的應力更低，且該應變狀態(tài)下未形成高密度位錯胞，易于分析位錯組態(tài)的細微差別。圖 6為沿 ＜100＞、＜110＞和＜111＞晶向拉伸變形的單晶鋁的位錯組態(tài)，應變率為4%。由圖6可知，拉伸變形后的單晶都形成了位錯纏結或位錯胞，且位錯密度明顯增大。鋁的層錯能高，位錯容易交滑移，引起位錯塞積，形成位錯胞。磁場作用下的位錯分布比較均勻，纏結程度降低，可動位錯更易進入未變形區(qū)，有利于晶體更充分地變形。

圖6 應變率為4%的＜100＞、＜110＞和＜111＞試樣的位錯Fig.6 Dislocations in the＜100＞，＜110＞and＜111＞specimens strained to 4%

由于晶體取向不同，形變過程中位錯組態(tài)的發(fā)展過程也不相同。從表3可以看出，磁場中拉伸的試樣的位錯密度較低。應變量相同，位錯密度差異很大，說明晶體取向影響位錯增殖過程。位錯密度越大，材料的強度越高，位錯密度的差異是單晶力學性能各向異性的直接原因。根據(jù)雙交滑移機制，螺型位錯經(jīng)雙交滑移后形成難以運動的刃型割階，即對原位錯產(chǎn)生釘扎作用，并使原位錯在新滑移面｛111｝上滑移時成為1個F-R位錯源［25］。在第2個｛111｝面擴展出來的位錯環(huán)又可以通過交滑移轉移到第3個｛111｝面上增殖，從而使位錯密度迅速增大。 ＜100＞試樣滑移系最多，雙交滑移產(chǎn)生了大量位錯源，位錯不斷增殖、交割，形成了位錯密度較高的位錯網(wǎng)。＜110＞和＜111＞試樣的滑移帶沒有出現(xiàn)波浪形（見圖4），說明位錯沒有頻繁地交滑移，位錯源數(shù)量少，位錯密度低。

表3 退火態(tài)和應變率為4%的試樣中的位錯密度Table 3 Dislocation densities of the specimens annealed and strained to 4% 1014m-2

2.4 磁場的作用機制

單晶鋁在磁場和應力的共同作用下，斷后伸長率增大，說明磁場能促進位錯運動。通常，對磁場促進位錯運動的解釋是磁場提升了位錯運動動力和降低了位錯運動阻力［26］。比如，在交變磁場中，鐵磁性材料中位錯的運動被認為是磁致振動提供了位錯運動的動力［27］，而非磁性材料中位錯的運動則主要源于位錯運動阻力的減?。?8］。這些都是外加磁場對材料的磁壓強（洛倫茲力）和磁化力的作用所致。但在本文條件下，靜磁場不足以在試樣中產(chǎn)生洛倫茲力，而且單晶鋁磁化率很低，較弱磁場提供的磁化力不足以驅(qū)使位錯運動［29］。顯然，單晶鋁在靜磁場中拉伸時的位錯運動不能用交變磁場下的理論來解釋。

在靜磁場中，單晶鋁在拉伸過程中位錯運動可能與晶體中帶順磁中心的位錯［30］有一定關系。金屬晶體中帶順磁中心的位錯無需適當?shù)臒釢q落，可通過非熱的方式克服空位等順磁障礙而運動［31］。當帶順磁中心的位錯靠近順磁性障礙時，位錯線上的單電子與順磁性障礙的單電子結合，形成自旋相反的電子對，即S態(tài)。在磁場作用下，電子對的自旋狀態(tài)發(fā)生變化，由S態(tài)轉變成自旋相同但能量較低的T態(tài)，從而位錯在線張力或拉伸應力的作用下開始運動。

單晶鋁在磁場與應力的共同作用下，可動位錯容易通過順磁性弱障礙，但難以通過位錯林等強障礙。磁致塑性的差異源于位錯運動的動態(tài)過程，＜100＞試樣的多滑移促使位錯林數(shù)量大大增加，交叉位錯網(wǎng)阻礙可動位錯運動，磁致塑性效應減弱；而應變率相同（4%），＜110＞和＜111＞試樣位錯密度更低，位錯更容易運動，在磁場作用下被弱障礙阻擋的位錯不斷發(fā)生釘扎、脫釘扎的過程，導致磁致塑性效應增大。

3 結論

（1）與無磁場拉伸試驗相比，在磁場中拉伸的單晶鋁斷后伸長率增加，呈現(xiàn)出磁致塑性效應，且塑性增幅與晶體取向以及形變過程中形成的位錯林有關。

（2）磁場有利于單晶鋁晶體更充分地變形，形變過程中滑移帶數(shù)量增多，位錯能在更多的滑移面上運動，位錯塞積程度和位錯間的交互作用減弱。

（3）在外應力和靜磁場作用下，單晶鋁中的位錯更容易運動。