劉子軒，張 鵬，劉 剛，孫 軍

(西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710049)

1 前 言

自20世紀(jì)初，Portevin和Le Chatelier等科學(xué)家[1]率先針對(duì)金屬合金材料在特定溫度和應(yīng)變速率下出現(xiàn)的塑性失穩(wěn)現(xiàn)象，即Portevin-Le Chatelier(PLC)效應(yīng)，展開了大量研究。該效應(yīng)表現(xiàn)為連續(xù)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒形屈服現(xiàn)象和試樣表面伴隨出現(xiàn)的局部變形帶(PLC bands)。根據(jù)應(yīng)力-應(yīng)變曲線上應(yīng)力的波動(dòng)特征，以及局部剪切變形帶的空間演化特征，通?？梢詫LC效應(yīng)分為A、B、C 3類。應(yīng)變速率的降低或溫度的升高通常會(huì)引發(fā)A至B、B至C的轉(zhuǎn)變[2]。在合適的加載條件下，PLC效應(yīng)既可以在金屬多晶中出現(xiàn)，也可以在單晶中出現(xiàn)；既可以在經(jīng)過大塑性變形后的細(xì)晶材料中出現(xiàn)，也可以在經(jīng)過退火后具有大尺寸晶粒的材料中出現(xiàn)[3]。

20世紀(jì)50年代，Cottrell等[4]從溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速率之間的關(guān)系出發(fā)，提出了動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效(dynamic strain ageing，DSA)理論，成功地解釋了PLC效應(yīng)的內(nèi)在機(jī)理。在基于低碳鋼中碳原子向位錯(cuò)處偏析這一現(xiàn)象而提出的應(yīng)變時(shí)效理論的基礎(chǔ)上，DSA理論認(rèn)為PLC效應(yīng)是在試樣塑性變形過程中位錯(cuò)與擴(kuò)散的溶質(zhì)原子交互作用所產(chǎn)生的。當(dāng)溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率和可動(dòng)位錯(cuò)在相鄰兩個(gè)“障礙物”(沉淀相顆粒、林位錯(cuò)等)間的運(yùn)動(dòng)速率相當(dāng)時(shí)，溶質(zhì)原子偏聚形成的柯氏氣團(tuán)可反復(fù)消耗—生成，這一溶質(zhì)原子與位錯(cuò)持續(xù)交互作用的過程被稱為DSA效應(yīng)[5]。由于DSA效應(yīng)涉及溶質(zhì)原子的擴(kuò)散與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因而溫度、應(yīng)變量、應(yīng)變速率、合金成分、合金微觀結(jié)構(gòu)(晶粒尺寸、第二相組態(tài))等都會(huì)影響DSA作用的強(qiáng)弱，進(jìn)而反映在宏觀的PLC效應(yīng)上[6，7]。

描述PLC效應(yīng)的特征量通常有應(yīng)變速率敏感性，即流變應(yīng)力對(duì)應(yīng)變速率變化的響應(yīng)；臨界應(yīng)變，即材料開始產(chǎn)生PLC效應(yīng)的臨界變形量大小；應(yīng)力變化幅度，即應(yīng)力-應(yīng)變曲線中應(yīng)力的變化幅度等[8]。在Cottrell等[4]最早提出的DSA理論的基礎(chǔ)上，許多學(xué)者根據(jù)這些特征參量的變化規(guī)律又提出了不同的理論模型。例如Beukel[9]提出的空位協(xié)助模型，成功地解釋了Cu-Sn、Au-Cu和Al-Mg合金中的應(yīng)變速率敏感性問題；Kubin與Estrin等[10]結(jié)合應(yīng)變量對(duì)林位錯(cuò)、可動(dòng)位錯(cuò)密度的影響，建立了PLC效應(yīng)的臨界變形量模型；Soare等[11]利用分子動(dòng)力學(xué)計(jì)算研究了空位及位錯(cuò)密度對(duì)面心立方金屬DSA的影響；Ren等[12]利用有限元模擬解釋了Al-Cu合金中不同變形過程對(duì)引發(fā)PLC效應(yīng)的影響等。

鋁合金具有高的比強(qiáng)度、耐腐蝕性與經(jīng)濟(jì)性，在航空航天及交通運(yùn)輸領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[13]。根據(jù)化學(xué)成分的不同，鋁合金可分為1000系的工業(yè)純鋁到7000系的Al-Zn合金。其中PLC效應(yīng)在2000系的Al-Cu合金、3000系的Al-Mn合金、5000系的Al-Mg合金、6000系的Al-Mg-Si合金以及7000系的Al-Zn合金中均有出現(xiàn)[14，15]。不可熱處理的Al-Mg、Al-Mn合金室溫下單向拉伸便可產(chǎn)生PLC效應(yīng)；可熱處理的Al-Cu、Al-Zn-Mg合金室溫下只有當(dāng)其處于自然時(shí)效態(tài)，并在更為復(fù)雜的加載方式下變形時(shí)才有可能產(chǎn)生PLC效應(yīng)，這與人工時(shí)效時(shí)鋁合金基體中大量生成的沉淀相顆粒對(duì)溶質(zhì)原子的損耗有關(guān)[16]。工業(yè)上鋁合金作為結(jié)構(gòu)件使用時(shí)，構(gòu)件各點(diǎn)的受力狀態(tài)和應(yīng)變速率不同，并會(huì)隨著時(shí)間發(fā)生動(dòng)態(tài)變化，當(dāng)構(gòu)件所受應(yīng)力超過合金屈服點(diǎn)時(shí)便有可能產(chǎn)生PLC效應(yīng)。PLC效應(yīng)的產(chǎn)生會(huì)使構(gòu)件局部區(qū)域應(yīng)力集中，造成其表面粗糙化和塑性的降低。以鋁鎂合金為例，大量實(shí)驗(yàn)表明在室溫下發(fā)生的PLC效應(yīng)會(huì)使試樣的頸縮應(yīng)變和加工硬化能力大幅下降[17，18]。因而工業(yè)生產(chǎn)中采取了大量措施避開鋁合金可能產(chǎn)生PLC效應(yīng)的溫度和應(yīng)變速率區(qū)間，增加了生產(chǎn)、使用成本。所以，開展對(duì)鋁合金PLC效應(yīng)的研究具有理論和實(shí)踐雙重價(jià)值。

作為一種在許多工程材料中出現(xiàn)的不規(guī)則塑性流動(dòng)，PLC效應(yīng)是一種多尺度效應(yīng)問題，存在不同尺度上物理現(xiàn)象的耦合與關(guān)聯(lián)。近年來隨著表征手段的進(jìn)步，人們對(duì)合金PLC效應(yīng)的表征與研究不僅僅局限于宏觀力學(xué)層面。數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)[12]、激光散斑技術(shù)[19]、三維原子探針技術(shù)[13]、中子衍射技術(shù)[20]、小角度X射線衍射技術(shù)[21]和正電子湮滅技術(shù)[22]等的使用，為從多尺度描述、定量解釋這一效應(yīng)提供了更好的數(shù)據(jù)支撐。

本文主要從類型特點(diǎn)、機(jī)理分析、影響因素(溫度、應(yīng)變速率、晶粒尺寸、沉淀相顆粒)和發(fā)展趨勢(shì)4個(gè)方面對(duì)鋁合金中PLC效應(yīng)進(jìn)行綜述討論。旨在總結(jié)現(xiàn)階段對(duì)PLC效應(yīng)的普遍解釋和主要研究手段，回顧相關(guān)實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象與規(guī)律，為指導(dǎo)工程實(shí)踐和后續(xù)理論研究提供幫助。

2 鋁合金中PLC效應(yīng)的類型與特點(diǎn)

在應(yīng)變速率恒定的單軸拉伸實(shí)驗(yàn)中，根據(jù)應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的應(yīng)力波動(dòng)特征，以及PLC bands的空間演化特征，通?？梢詫LC效應(yīng)劃分為A、B、C 3類，如圖1所示[23]，特殊情況下還可能衍生出其他類型如D類、E類[24]。A類PLC效應(yīng)通常在較高的加載速率和較低的溫度下產(chǎn)生，應(yīng)力-應(yīng)變曲線中單次應(yīng)力波動(dòng)的幅度和頻率較低，試樣的臨界應(yīng)變量相對(duì)較?。籆類PLC效應(yīng)通常在較低的加載速率和較高的溫度下產(chǎn)生，應(yīng)力-應(yīng)變曲線中單次應(yīng)力波動(dòng)的幅度和頻率較高，試樣的臨界變形量較大；B類PLC效應(yīng)則是兩者的過渡態(tài)。應(yīng)變速率的降低或溫度的升高通常會(huì)引發(fā)A至B、B至C的轉(zhuǎn)變[25]。D類PLC效應(yīng)可在鋁合金高應(yīng)變速率變形時(shí)產(chǎn)生并穩(wěn)定存在，此時(shí)試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)規(guī)則的階梯狀，即當(dāng)試樣變形處于階梯狀平臺(tái)時(shí)應(yīng)變量的增加不會(huì)使應(yīng)力相應(yīng)增長(zhǎng)[26]。E類PLC效應(yīng)在高應(yīng)變速率和接近最大材料拉伸強(qiáng)度的應(yīng)力下發(fā)生，應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)較為平滑的不規(guī)則應(yīng)力起伏[26]。一條連續(xù)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上，有時(shí)會(huì)同時(shí)出現(xiàn)不同類型的PLC效應(yīng)。例如隨著試樣變形量的增大，A類PLC效應(yīng)可能會(huì)向E類轉(zhuǎn)變，B類PLC效應(yīng)與A類之間也存在相互轉(zhuǎn)變[27]。

圖1 A、B、C 3類局部變形帶的空間演化及特征應(yīng)力-應(yīng)變曲線示意圖[23]Fig.1 Schematics of motion，orientation，spatio-temporal appearances and strain-controlled tensile curve characteristics of the PLC bands[23]

對(duì)PLC變形帶的空間演化特征而言，A類PLC效應(yīng)具有連續(xù)傳播的特征，變形帶在試樣夾頭一側(cè)形核后，沿著試樣表面以幾乎恒定的特征速率和寬度向另一側(cè)傳播；B類PLC效應(yīng)具有“跳躍”傳播的特征，變形帶在試樣表面的傳播是非連續(xù)的，一條變形帶在試樣某處存在一段時(shí)間后消失，在消失的變形帶前方又會(huì)突然出現(xiàn)新的變形帶；C類PLC效應(yīng)則失去了空間傳播的特征，在試樣表面隨機(jī)生成。在試樣變形的過程中3種變形帶與主軸的夾角方向均有可能發(fā)生對(duì)稱遷移。

數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)、數(shù)字散斑技術(shù)、紅外測(cè)溫技術(shù)等的使用，為定量化反映變形帶演化過程中的特征速率、寬度及不同類型PLC效應(yīng)間的轉(zhuǎn)化提供了可能[28，29]。相比于其他表征手段，數(shù)字散斑技術(shù)利用激光等相干光反映PLC變形帶的特征信息，精度更高。M?kinen等[19]等利用數(shù)字散斑技術(shù)觀測(cè)到了Al-Mg合金中A類PLC效應(yīng)演化時(shí)，不同PLC bands雪崩式的演變、傳播過程。除能直接表示變形帶隨時(shí)間的變化規(guī)律外，利用該技術(shù)所得信息配合等間隔時(shí)間法，還可計(jì)算出變形帶的傳播速率和試樣某一局部區(qū)域內(nèi)瞬時(shí)變形速率的分布情況，為后續(xù)雪崩模型的建立提供數(shù)據(jù)支撐。

3 鋁合金中PLC效應(yīng)的理論解釋

20世紀(jì)以來，學(xué)者在PLC效應(yīng)的理論解釋和數(shù)值模擬方面投入了大量精力。這些理論模型之中得到最廣泛認(rèn)可的是Cottrell等[30]從溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速率間關(guān)系出發(fā)提出并經(jīng)后人發(fā)展完善的DSA理論。該理論假設(shè)溶質(zhì)原子會(huì)趨于向位錯(cuò)周圍偏聚，并形成溶質(zhì)原子氣團(tuán)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，引起應(yīng)力增加。當(dāng)外加應(yīng)力增加至一定量時(shí)，可動(dòng)位錯(cuò)脫釘，應(yīng)力下降。當(dāng)溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率與可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)速率相當(dāng)時(shí)，這種釘扎—脫釘?shù)倪^程反復(fù)進(jìn)行，產(chǎn)生PLC效應(yīng)[31]。然而后續(xù)研究證明室溫下溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)低于可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)速率，且溶質(zhì)原子擴(kuò)散時(shí)需考慮其飽和效應(yīng)。因而在合金變形產(chǎn)生PLC效應(yīng)的過程中，必定有能使溶質(zhì)原子快速擴(kuò)散的途徑存在。該過程可能是通過大量空位(合金變形時(shí)位錯(cuò)交互作用產(chǎn)生)協(xié)助溶質(zhì)原子擴(kuò)散或是溶質(zhì)原子借助位錯(cuò)管擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)的。圖2a～2d展示了透射電鏡下觀測(cè)到的納米級(jí)第二相硅在鋁薄膜中管擴(kuò)散的過程[32，33]，可以看出P1相借助d1位錯(cuò)段快速擴(kuò)散。圖2e中P1相體積分?jǐn)?shù)隨時(shí)間的變化規(guī)律及圖2f中的擴(kuò)散示意圖也更全面地描述了這一過程。

圖2 原位透射電鏡下觀察到的析出相借助位錯(cuò)溶解、擴(kuò)散的過程[32，33]Fig.2 In suit TEM observation of precipitate dissolution and diffusion through a dislocation[32，33]

圖3 N型應(yīng)力-應(yīng)變速率關(guān)系曲線[35]Fig.3 Relation between strain rate and stress，showing a N-shaped curve[35]

無論是Beukel提出的理論，還是其后Kubin與Estrin[37]結(jié)合林位錯(cuò)和可動(dòng)位錯(cuò)密度的動(dòng)態(tài)演化規(guī)律所提出的本構(gòu)方程，都認(rèn)為試樣變形過程中可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)是非連續(xù)的?？蓜?dòng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)會(huì)受到其它“障礙物”(沉淀相顆粒、位錯(cuò)墻等)的阻礙。Kubin與Estrin建立的本構(gòu)方程提出了新的概念：基本應(yīng)變?chǔ)?可動(dòng)位錯(cuò)完成一次熱激活所引起的變形量)和位錯(cuò)等待時(shí)間tw(可動(dòng)位錯(cuò)被“障礙物”釘扎住的平均時(shí)間)，并構(gòu)建方程，如式(1)所示。

(1)

其后Mccormick[38]基于晶格擴(kuò)散理論構(gòu)建的本構(gòu)方程中指出，當(dāng)可動(dòng)位錯(cuò)被“障礙物”釘扎住的時(shí)間(tw)相較于溶質(zhì)原子擴(kuò)散至被釘扎位錯(cuò)處形成氣團(tuán)的時(shí)間(ta)足夠長(zhǎng)時(shí)，試樣會(huì)產(chǎn)生DSA效應(yīng)，第一次引入了時(shí)效時(shí)間(ta)的概念。1981年，Louat[39]將溶質(zhì)原子的飽和效應(yīng)考慮進(jìn)Cottrell-Bilby型時(shí)效動(dòng)態(tài)方程中，給出了一種新的描述溶質(zhì)原子時(shí)效過程的方程，如式(2)所示。

(2)

其中，C是溶質(zhì)原子濃度，C0是溶質(zhì)原子在基體中的濃度，Cs是溶質(zhì)原子的飽和濃度，k是描述溶質(zhì)原子與位錯(cuò)間交互作用的函數(shù)，與溫度及溶質(zhì)原子與位錯(cuò)間的結(jié)合能有關(guān)，D是溶質(zhì)原子的擴(kuò)散率，t是溶質(zhì)原子的擴(kuò)散時(shí)間，是C的函數(shù)，對(duì)晶格擴(kuò)散而言式(2)中的指數(shù)p取2/3。當(dāng)tw和ta都可定量計(jì)算時(shí)，利用兩者的相對(duì)關(guān)系可判斷試樣DSA效應(yīng)的有無。只有當(dāng)tw與ta處于同一數(shù)量級(jí)時(shí)，試樣才會(huì)產(chǎn)生DSA效應(yīng)。大量有關(guān)合金PLC效應(yīng)模型的構(gòu)建都涉及二者的計(jì)算與比較[40，41]。

式(2)中p值的大小與模型構(gòu)建基于的溶質(zhì)原子擴(kuò)散方式有關(guān)，2/3的選取是基于晶格擴(kuò)散理論。晶格擴(kuò)散理論的核心在于材料熱處理后或變形過程中產(chǎn)生的大量空位協(xié)助溶質(zhì)原子快速擴(kuò)散。這一擴(kuò)散方式在Al-Zn-Mg合金第二相演化規(guī)律中得到了驗(yàn)證[42]。然而基于晶格擴(kuò)散理論構(gòu)建的模型常常無法解釋實(shí)驗(yàn)中觀察到的類似合金DSA效應(yīng)和負(fù)應(yīng)變速率敏感性相關(guān)的實(shí)驗(yàn)規(guī)律[43-45]。例如Mulford與Kocks[43]研究不同溫度下Al-Mg合金及鎳合金應(yīng)變速率敏感性變化規(guī)律時(shí)發(fā)現(xiàn)，合金DSA作用存在的溫度區(qū)間要寬于其PLC效應(yīng)存在的溫度區(qū)間。一定溫度下，合金應(yīng)變速率敏感性的正負(fù)，主要取決于其變形過程中位錯(cuò)間交互作用引起的應(yīng)變強(qiáng)化是否占主導(dǎo)地位。

其后，Picu[46]通過理論計(jì)算結(jié)合實(shí)驗(yàn)總結(jié)的方式，得出了類似的負(fù)應(yīng)變速率敏感性與溫度、應(yīng)變速率間的關(guān)系。如圖4所示，只有在溫度與應(yīng)變速率都居中的區(qū)域，試樣才會(huì)產(chǎn)生穩(wěn)定持久的PLC效應(yīng)，此時(shí)應(yīng)變速率敏感性小于0，應(yīng)變強(qiáng)化是應(yīng)力增長(zhǎng)的主要來源。該理論認(rèn)為產(chǎn)生PLC效應(yīng)的臨界應(yīng)變量與合金基體中的空位濃度無關(guān)，并進(jìn)一步提出了基于溶質(zhì)原子管擴(kuò)散的位錯(cuò)釘扎理論。Springer與Schwink[45]提出將公式(2)中的指數(shù)p改為1/3，此時(shí)溶質(zhì)原子管擴(kuò)散理論是計(jì)算和模型建立的基礎(chǔ)。溶質(zhì)原子管擴(kuò)散的激活能降低為晶格擴(kuò)散時(shí)的一半，這一擴(kuò)散方式最早是Sleeswyk[47]在研究鋼加工硬化時(shí)提出的。當(dāng)合金發(fā)生形變，可動(dòng)位錯(cuò)與林位錯(cuò)交互作用時(shí)，林位錯(cuò)周圍的溶質(zhì)原子可借助位錯(cuò)管道快速遷移至可動(dòng)位錯(cuò)處形成氣團(tuán)，完成釘扎。這種基于溶質(zhì)原子管擴(kuò)散理論得到的模型被大量實(shí)驗(yàn)所驗(yàn)證并獲得了廣大學(xué)者的認(rèn)可[48，49]。

圖4 合金負(fù)應(yīng)變速率敏感性在應(yīng)變速率-溫度關(guān)系曲線中存在的范圍[46]Fig.4 Schematic map of the negative strain rate sensitivity range in the strain rate inverse temperature space[46]

隨著表征手段的進(jìn)步和對(duì)鋁合金PLC效應(yīng)認(rèn)識(shí)的加深，一種基于Mg原子在鋁合金基體中擴(kuò)散的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象而提出的跨核擴(kuò)散理論得到了廣泛關(guān)注。Curtin等[50]發(fā)現(xiàn)根據(jù)晶格擴(kuò)散理論或管擴(kuò)散理論計(jì)算出的Mg原子在鋁合金中的擴(kuò)散速率要比實(shí)驗(yàn)中的實(shí)測(cè)值低幾個(gè)數(shù)量級(jí)，而且當(dāng)溶質(zhì)原子氣團(tuán)完全形成并釘扎可動(dòng)位錯(cuò)時(shí)，產(chǎn)生的理論釘扎強(qiáng)度(500～5000 MPa)遠(yuǎn)高于實(shí)測(cè)的鋁合金抗拉強(qiáng)度(300 MPa左右)。基于晶格擴(kuò)散理論或管擴(kuò)散理論構(gòu)建的模型無法解釋這些現(xiàn)象，跨核擴(kuò)散理論應(yīng)運(yùn)而生。該擴(kuò)散方式下溶質(zhì)原子從位錯(cuò)核的受壓側(cè)穿過滑移面擴(kuò)散至受拉側(cè)，驅(qū)動(dòng)力為溶質(zhì)原子在位錯(cuò)兩側(cè)的焓值之差，如圖5所示。通過分子靜力學(xué)計(jì)算，該理論定量地展示了跨核擴(kuò)散下單個(gè)Mg原子沿刃位錯(cuò)周圍運(yùn)動(dòng)時(shí)能量的變化，成功地解釋了相關(guān)實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象。利用三維原子探針技術(shù)，Aboulfadl等[51]在Al-Mg合金中驗(yàn)證了這種現(xiàn)象的存在，在刃位錯(cuò)核心周圍Mg原子呈非均勻分布，一側(cè)會(huì)大量偏聚而另一側(cè)則會(huì)存在缺失。Zhang與Curtin[52]也用計(jì)算的方式給出了類似的結(jié)果。

圖5 Al-Mg合金中處于不同原子位的Mg原子和刃位錯(cuò)的結(jié)合能，云圖單位為eV，結(jié)合能正值代表易于結(jié)合，降低了整體能量[50]Fig.5 Binding energy of a Mg substitutional solute and an edge dislocation in Al versus Mg solute position，contours in eV，positive energies indicate binding，that is lower total energy[50]

鋁合金中PLC效應(yīng)的機(jī)理十分復(fù)雜。當(dāng)鋁合金變形并產(chǎn)生PLC效應(yīng)時(shí)，從微觀角度看，其內(nèi)部位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)及交互作用是不可逆的，并且存在位錯(cuò)不斷的消耗與生成。從宏觀角度看，鋁合金變形過程的非線性和應(yīng)變局部化使其PLC效應(yīng)在不同條件下有著不同的宏觀表現(xiàn)。一種與PLC效應(yīng)有關(guān)的實(shí)驗(yàn)規(guī)律利用不同的模型可能均能得到合理的解釋[53]。當(dāng)前，基于溶質(zhì)原子晶格擴(kuò)散理論或管擴(kuò)散理論構(gòu)建的模型仍是合金PLC效應(yīng)的主流解釋方式。近年來，有限元模擬也被大量用于合金PLC效應(yīng)的研究，更精確的實(shí)驗(yàn)結(jié)果和微觀表征是建立相關(guān)模型的基礎(chǔ)[54]。

4 鋁合金中PLC效應(yīng)的影響因素

4.1 溫度與應(yīng)變速率

在鋁合金的PLC效應(yīng)中，直接與溫度及應(yīng)變速率聯(lián)系的參量便是臨界變形量εc，εc越小合金PLC效應(yīng)越強(qiáng)，不均勻塑性變形程度越大。多種金屬在恒應(yīng)變速率變形時(shí)，εc與溫度呈現(xiàn)出阿倫尼烏斯關(guān)系[55]?；趯?shí)驗(yàn)結(jié)果和理論模型，εc隨應(yīng)變速率增加或溫度降低而升高的現(xiàn)象被視為合金PLC效應(yīng)正常的演化規(guī)律。特別地，F(xiàn)u等[7]研究恒應(yīng)變速率下溫度對(duì)5456鋁合金PLC效應(yīng)影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)溫度低于298 K時(shí)，εc隨溫度的變化是正常的，但當(dāng)溫度進(jìn)一步升高時(shí)，εc呈現(xiàn)出相反的變化趨勢(shì)。文中將這一現(xiàn)象解釋為不同溫度區(qū)間內(nèi)引發(fā)PLC效應(yīng)的條件不同。低溫區(qū)產(chǎn)生PLC效應(yīng)的關(guān)鍵在于溶質(zhì)原子通過擴(kuò)散有效地釘扎可動(dòng)位錯(cuò)；高溫區(qū)溶質(zhì)原子擴(kuò)散較快，初始狀態(tài)下已實(shí)現(xiàn)可動(dòng)位錯(cuò)的釘扎，該情況下產(chǎn)生PLC效應(yīng)的關(guān)鍵在于可動(dòng)位錯(cuò)獲得足夠的驅(qū)動(dòng)力脫釘。溫度越高，溶質(zhì)原子對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用越強(qiáng)，因而更大的εc才能滿足溶質(zhì)原子脫釘?shù)臈l件。

溫度與應(yīng)變速率還會(huì)影響鋁合金PLC效應(yīng)的類型，溫度升高或應(yīng)變速率降低會(huì)引發(fā)A至B、B至C的PLC類型轉(zhuǎn)變。對(duì)于大變形后的鋁合金該規(guī)律依然適用，如圖6所示[56]。經(jīng)過4道次及12道次等通道擠壓(equal channel die pressing，ECPA)的5024鋁合金與初始態(tài)5024鋁合金有著相似的PLC類型轉(zhuǎn)變規(guī)律及分界。

圖6 5024鋁合金等通道擠壓變形前后PLC效應(yīng)類型與溫度及應(yīng)變速率間的關(guān)系[56]Fig.6 Strain rate vs. temperature domains of serrated flow in the 5024 alloy[56]：(a)as-received state，(b)after 4 equa-channel angular pressing passes，(c)after 12 equa-channel angular pressing passes (open symbols：no serrations，closed symbols：serrations)

4.2 晶粒尺寸

鋁合金的晶粒尺寸可以通過熱處理、微合金化、塑性變形等方式進(jìn)行有效調(diào)控。大幅度晶粒尺寸的細(xì)化通常使用ECPA、有限通道擠壓、熱軋、熱鍛等大變形方式[57，58]。此處主要討論大變形后晶粒尺寸細(xì)化對(duì)鋁合金PLC效應(yīng)的影響。鋁合金大變形后不僅會(huì)使其晶粒尺寸細(xì)化，還會(huì)引入大量位錯(cuò)、亞晶界、空位等，需綜合考慮。

Topping等[59]在研究熱鍛后Al-Mg-Mn合金力學(xué)性能時(shí)發(fā)現(xiàn)，熱鍛后合金PLC效應(yīng)的應(yīng)力幅顯著降低。變形量越大，晶粒尺寸越小，該效應(yīng)越明顯。Lebedkina等[60]研究ECAP對(duì)Al-3Mg合金PLC效應(yīng)影響時(shí)指出，ECAP后，合金晶粒寬度在150～200 nm，長(zhǎng)度在500～700 nm，相較于原始尺寸為30～100 μm的等軸晶縮小了2個(gè)數(shù)量級(jí)。相應(yīng)地ECAP后，合金PLC效應(yīng)的應(yīng)力幅也降低了2個(gè)數(shù)量級(jí)以上，合金應(yīng)變速率敏感性由負(fù)值逐漸向0靠攏。大量類似的實(shí)驗(yàn)證明了鋁合金大變形晶粒尺寸細(xì)化后其PLC效應(yīng)會(huì)受到抑制[61]。然而，相反的實(shí)驗(yàn)結(jié)果也被發(fā)現(xiàn)大量存在[56，62]。Wagenhofer等[62]通過冷軋及再結(jié)晶將5086鋁合金晶粒尺寸由35降至13 μm后，合金的屈服強(qiáng)度上升，εc變小，PLC效應(yīng)明顯增強(qiáng)。Mogucheva等[56]發(fā)現(xiàn)經(jīng)過ECAP變形的5024鋁合金PLC效應(yīng)的應(yīng)力幅增大，εc減小。

事實(shí)上這是兩種機(jī)制相互競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果。Zhao等[63]利用有限通道擠壓研究晶粒尺寸對(duì)Al-Mg合金PLC效應(yīng)影響時(shí)通過計(jì)算合理地解釋了這一點(diǎn)，如圖7所示。試樣總的應(yīng)變速率敏感性(反映整體PLC效應(yīng)大小)是瞬態(tài)應(yīng)變速率敏感性與DSA部分應(yīng)變速率敏感性之和。DSA部分應(yīng)變速率敏感性總為負(fù)值，而瞬態(tài)應(yīng)變速率敏感性總為正值，當(dāng)兩者之和為負(fù)值時(shí)才會(huì)有PLC效應(yīng)產(chǎn)生，和值的絕對(duì)值越大，合金PLC效應(yīng)越強(qiáng)。變形初期晶粒尺寸減少程度有限時(shí)，DSA部分應(yīng)變速率敏感性與瞬態(tài)應(yīng)變速率敏感性均呈線性增加且DSA部分應(yīng)變速率敏感性的增幅更大，合金PLC效應(yīng)不斷增強(qiáng)。從微觀角度看，有限通道擠壓道次較小時(shí)，Al-Mg合金內(nèi)形成大量位錯(cuò)胞，晶粒內(nèi)位錯(cuò)密度的增加使DSA作用增強(qiáng)，反映在宏觀的PLC效應(yīng)上。有限通道擠壓道次繼續(xù)增大、合金晶粒尺寸進(jìn)一步減小時(shí)，動(dòng)態(tài)回復(fù)作用使位錯(cuò)胞消失，取而代之的是晶粒/亞晶粒結(jié)構(gòu)。晶界/亞晶界體積分?jǐn)?shù)的增加會(huì)使可動(dòng)位錯(cuò)與它們相互作用時(shí)被束縛，DSA部分應(yīng)變速率敏感性的增幅減少，此時(shí)合金的變形方式主要為晶界滑移，因而瞬態(tài)應(yīng)變速率敏感性的增幅增大，試樣整體的PLC效應(yīng)減弱。不同成分、制備工藝的鋁合金發(fā)生臨界轉(zhuǎn)變的晶粒尺寸大小不同，1 μm是Al-Mg合金常見的轉(zhuǎn)變點(diǎn)[56]。

圖7 Al-5Mg合金應(yīng)變速率敏感性隨有限通道擠壓道次的變化[63]Fig.7 Evolution of strain rate sensitivity with progressing confined channel-die pressing for Al-5Mg[63]

4.3 沉淀相顆粒

可熱處理鋁合金的強(qiáng)化方式主要為第二相強(qiáng)化，不同系別、成分、熱處理工藝下的鋁合金第二相類別、尺寸、分布不同，會(huì)對(duì)其整體PLC效應(yīng)產(chǎn)生不同的影響[64]。除Al-Mg合金外的其他鋁合金時(shí)效過程中大量形成的第二相會(huì)消耗溶質(zhì)原子進(jìn)而抑制其PLC效應(yīng)，使臨界應(yīng)變量增大[13，14]。Al-Mg合金中的析出相通常無法完全耗盡Mg原子，會(huì)存在溶質(zhì)原子與不同尺度第二相(Mg2Si、Mg5Al8或Al3(Sc,Zr))共存的情況[65，66]，不同類型的第二相會(huì)影響該合金PLC效應(yīng)的程度。

Pink與Krol[67]研究Al-Zn合金中析出相對(duì)其力學(xué)性能影響時(shí)指出，當(dāng)時(shí)效析出的第二相不可切過時(shí)，合金的PLC效應(yīng)會(huì)消失或被抑制。其后，Duan等[68]研究Al-Mg合金PLC效應(yīng)時(shí)發(fā)現(xiàn)了類似規(guī)律，指出只有當(dāng)?shù)诙酁椴豢汕羞^的Al3(Sc,Zr)顆粒時(shí)，該合金PLC效應(yīng)的應(yīng)力幅度才會(huì)明顯降低。Thevenet等[69]研究了Al-Zn-Mg-Cu合金不同時(shí)效條件下第二相類型對(duì)PLC效應(yīng)臨界變形量的影響。由圖8可以看出，無論析出相為GP區(qū)、半共格的η′相或是非共格的η相，相比于初始固溶態(tài)(對(duì)應(yīng)曲線左側(cè)起點(diǎn))，合金εc都有增加，其PLC效應(yīng)均受到了抑制，其中GP區(qū)對(duì)PLC效應(yīng)的抑制效果最為顯著。Pink等[70]最早將這一現(xiàn)象歸結(jié)于GP區(qū)對(duì)溶質(zhì)原子及空位強(qiáng)烈的束縛作用，這使得合金只有在更大的變形量下產(chǎn)生更多的空位才能引發(fā)PLC效應(yīng)。其后Dupasquier等[71]

圖8 Al-Zn-Mg-Cu合金不同時(shí)效條件下臨界變形量的變化情況[69]Fig.8 Influence of ageing conditions on the evolution of critical deformation of Al-Zn-Mg-Cu alloy[69]

利用正電子湮滅技術(shù)證明了這一點(diǎn)。然而，Zhong等[72]研究表明被GP區(qū)束縛的空位可能會(huì)在變形過程中由于位錯(cuò)與GP區(qū)的交互作用而被釋放，進(jìn)而使合金PLC效應(yīng)增強(qiáng)。第二相對(duì)合金PLC效應(yīng)的影響涉及它與位錯(cuò)的交互作用、對(duì)空位的束縛作用、與溶質(zhì)原子間的相互轉(zhuǎn)化等，需從第二相種類、數(shù)目、分布等多角度分析。

5 結(jié) 語

鋁合金變形過程中出現(xiàn)的Portevin-Le Chatelier(PLC)效應(yīng)是影響其力學(xué)性能和成型能力的重要原因之一。借由飛速發(fā)展的表征手段和計(jì)算機(jī)模擬，人們對(duì)此效應(yīng)有了更深層的理解并建立了各類模型，但目前仍缺乏一個(gè)普適性的理論用以解釋各類實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象。

隨著業(yè)界對(duì)鋁合金部件/構(gòu)件性能愈加嚴(yán)苛的要求，探究如何抑制PLC效應(yīng)對(duì)鋁合金結(jié)構(gòu)件性能的損傷、如何提供更為可靠的鋁合金加工方案迫在眉睫。因而進(jìn)一步探究鋁合金中PLC效應(yīng)作用機(jī)理和演變過程是未來研究的重點(diǎn)。另一方面，在明確PLC效應(yīng)機(jī)理的基礎(chǔ)上深入探究團(tuán)簇強(qiáng)化與動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效作用間的聯(lián)系，將宏觀實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象與微觀作用過程相關(guān)聯(lián)，提出鋁合金強(qiáng)韌化的新手段亦是未來鋁合金研究的又一重要方向。總的來說，對(duì)鋁合金中PLC效應(yīng)的研究不僅對(duì)解決工程問題意義重大，更是為日后高性能鋁合金開發(fā)、設(shè)計(jì)提供了理論基礎(chǔ)和有益參考。