李 祎，張祥凱，何克堅(jiān)，楊續(xù)躍， 3

（1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 材料微結(jié)構(gòu)研究所，長沙 410083；3. 中南大學(xué) 有色金屬先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料與制造協(xié)同創(chuàng)新中心，長沙 410083）

層錯(cuò)能對銅合金室溫變形及退火過程中晶粒細(xì)化的影響

李 祎1，張祥凱1，何克堅(jiān)2，楊續(xù)躍1， 3

（1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；
2. 中南大學(xué) 材料微結(jié)構(gòu)研究所，長沙 410083；
3. 中南大學(xué) 有色金屬先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料與制造協(xié)同創(chuàng)新中心，長沙 410083）

對高層錯(cuò)能的純Cu和低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金進(jìn)行室溫多向壓縮變形及退火實(shí)驗(yàn)，并利用OM、SEM/EBSD、TEM技術(shù)及電子萬能試驗(yàn)機(jī)對其在變形和退火過程中的晶粒細(xì)化情況和不同累積變形量（Σε）后的拉伸力學(xué)性能進(jìn)行觀察和分析。結(jié)果表明：在多向壓縮過程中，隨著層錯(cuò)能的降低，銅合金的晶粒細(xì)化機(jī)制由傳統(tǒng)的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（cDRX）細(xì)化機(jī)制轉(zhuǎn)變成孿晶分割晶粒細(xì)化機(jī)制。在變形過程中，兩者的真應(yīng)力-累積應(yīng)變（σ-Σε）曲線呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變特征；當(dāng)Σε＞2.4后，層錯(cuò)能較低的Cu-30%Zn合金仍存在緩慢的加工硬化，而純Cu僅在Σε＜2.4階段存在加工硬化。隨著Σε的增大，層錯(cuò)能較低的Cu-30%Zn合金晶粒細(xì)化比純Cu的更加明顯：當(dāng)Σε=2.4時(shí)，Cu-30%Zn合金內(nèi)部基本為細(xì)小的晶粒，這是由其內(nèi)部的孿晶交叉、分割晶粒而形成；而純Cu僅在局部出現(xiàn)細(xì)晶。隨著Σε的增大，Cu-30%Zn合金內(nèi)部的畸變程度以及變形后的強(qiáng)度也遠(yuǎn)大于純Cu的。經(jīng)Σε=2.4多向壓縮變形后，在退火過程中，層錯(cuò)能較低的Cu-30%Zn合金再結(jié)晶晶粒明顯比純Cu細(xì)小，這是由于其內(nèi)部層錯(cuò)密度較大，再結(jié)晶形核點(diǎn)較多所致。

銅合金；層錯(cuò)能；晶粒細(xì)化；孿晶；再結(jié)晶

細(xì)化晶粒通常能提高金屬材料的塑性和強(qiáng)度。劇烈塑性變形（SPD）作為一種能夠制備塊體超細(xì)晶材料受到了廣泛關(guān)注［1-2］。在劇烈塑性變形過程中形成的超細(xì)晶通常是通過連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（cDRX）得到的，即低角度的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)在變形過程中相鄰取向差不斷增大，逐漸轉(zhuǎn)變成高角度的晶界［3］，然而，這一過程通常需要很大的累積應(yīng)變量。另外，通過這種方法細(xì)化晶粒的效果有限，得到的超細(xì)晶通常尺寸一般大于200 nm，通常難以實(shí)現(xiàn)納米級晶粒，且得到的納米材料普遍塑性較差［4-7］，難以在實(shí)際生產(chǎn)中得到應(yīng)用，利用 SPD生產(chǎn)超細(xì)晶材料在現(xiàn)實(shí)工業(yè)生產(chǎn)中受到了限制。因此，探究在低應(yīng)變水平下，制備具有較好塑性的納米級超細(xì)晶材料具有重要的理論意義和實(shí)用價(jià)值。

孿晶界作為一種大角度界面，能夠起到和晶界類似的分割細(xì)化晶粒的效果，在變形初期，單一的孿生系統(tǒng)將晶粒分割，隨著變形的深入，變形孿晶中產(chǎn)生的二次孿晶、孿晶交叉以及孿晶與位錯(cuò)等的交互作用最終形成超細(xì)晶粒，這個(gè)由變形孿晶主導(dǎo)的晶粒細(xì)化機(jī)制稱為孿晶細(xì)化機(jī)制［8-9］，因此，通過這一機(jī)制能夠?qū)崿F(xiàn)在低應(yīng)變下的晶粒細(xì)化。然而，在銅合金中，由于其為面心立方（FCC）結(jié)構(gòu)，常溫下滑移系較多，滑移變形較為容易，因此，不易發(fā)生孿生變形。層錯(cuò)能作為材料中的重要參數(shù)，對變形時(shí)孿晶的產(chǎn)生也有很大的影響，KUMAR等［10］和SAN等［11］的研究表明，降低層錯(cuò)能能夠?qū)⒉牧显谧冃螘r(shí)滑移主導(dǎo)的變形機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)橐詫\生為主導(dǎo)的變形機(jī)制。此前對Cu-Al合金的研究表明：隨著層錯(cuò)能的降低，Cu-Al合金的強(qiáng)度和塑性能夠得到同步提升，這是由于變形時(shí)在 Cu-Al合金中形成大量的變形孿晶和剪切帶，以及這些孿晶和剪切帶之間的相互作用導(dǎo)致的［12-13］。對Cu-Al合金摩擦攪拌加工的研究表明：隨著合金層錯(cuò)能的降低，經(jīng)過摩擦攪拌加工后材料的強(qiáng)度得到了提升，這歸結(jié)于其內(nèi)部大量的納米孿晶片層組織［14-15］。但是這些文獻(xiàn)中在層錯(cuò)能對低應(yīng)變量下晶粒細(xì)化的影響方面沒有做重點(diǎn)闡述。

本文作者采用壓縮試驗(yàn)、光學(xué)顯微鏡（OM）、透射電鏡（TEM）和電子背散射衍射（EBSD）分析技術(shù)，對Cu-30%Zn合金（SFE：7～14 mJ/m2）和純Cu（SFE：41～60 mJ/m2）［16-18］室溫進(jìn)行多向壓縮時(shí)的力學(xué)特征以及室溫多向壓縮和退火過程中的組織演變進(jìn)行了探討，并對其晶粒細(xì)化機(jī)制做了詳細(xì)闡述。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)中采用的純Cu和Cu-30%Zn（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金的化學(xué)成分為：Cu（99.99%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)）和Cu-30%Zn （99.99%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)）。試樣尺寸為 10.0 mm×8.0 mm×6.0 mm的長方體，在多向壓縮過程中保持樣品尺寸維數(shù)比率不變。經(jīng)1123 K下固溶處理0.5 h后，在微控電子萬能試驗(yàn)機(jī)上沿樣品的x、y和z方向進(jìn)行多向多道次壓縮。每壓一個(gè)道次更換一個(gè)方向，單道次真應(yīng)變量Δε為0.4，真應(yīng)變速率為3×10-3s-1。在累積應(yīng)變量達(dá)到2.4后，將純Cu和Cu-30%Zn分別在150和300 ℃下進(jìn)行等溫退火1000 s［19-20］。累積應(yīng)變達(dá)到0.4、2.4和6.0后，從變形后的樣品上切下拉伸軸方向垂直于最后一次壓縮方向，標(biāo)距尺寸為 5 mm×1.5 mm×1 mm的拉伸試樣，在電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為3×10-3s-1。將變形或者退火后的試樣沿最終壓縮方向剖開，對其進(jìn)行機(jī)械研磨、拋光、電解拋光和腐蝕，通過OLYMPUS光學(xué)顯微鏡對試樣剖面的顯微組織進(jìn)行觀察。EBSD試樣經(jīng)電解拋光后采用Sirion 200型場發(fā)射掃描電鏡（SEM）和配置的OIM Data Collection 5.3 及OIM Analysis 5.3軟件對晶粒取向進(jìn)行觀察和分析。TEM 分析是在JEM-2010型透射電鏡以及JEM-2100型高分辨透射電鏡下進(jìn)行觀察，試樣是從樣品剖面上切取厚度為0.3 mm的薄片，經(jīng)機(jī)械研磨至150 μm左右后，在液氮環(huán)境下雙噴減薄，進(jìn)行組織觀察。

圖1 純Cu和Cu-30%Zn合金室溫多向壓縮變形時(shí)的真應(yīng)力-累積應(yīng)變曲線Fig. 1 True stress-cumulative strain curves of pure Cu and Cu-30%Zn alloy deformed by multi-directional compression at 300 K

圖2 純Cu和Cu-30%Zn固溶處理后的金相組織Fig. 2 Optical microstructures of pure Cu （a） and Cu-30%Zn alloy （b） after solid solution treatment

2 結(jié)果與分析

2.1 多向壓縮變形過程中組織性能的演變

在多向壓縮變形過程中的中低累積應(yīng)變（Σε＜2.4）下，如圖1所示。由圖1可看出，隨著應(yīng)變量的增大，純Cu和Cu-30%Zn合金的流變應(yīng)力逐漸增大，存在明顯的加工硬化現(xiàn)象；而在高累積應(yīng)變量（Σε＞2.4）下，隨著應(yīng)變量的增大，純Cu的流變應(yīng)力基本保持不變，加工硬化現(xiàn)象消失，而Cu-30%Zn合金的流變應(yīng)力仍在緩慢增大，存在緩慢的加工硬化現(xiàn)象。

圖2所示為純Cu和Cu-30%Zn固溶處理后的金相組織。由圖2中可以看出，純Cu和Cu-30%Zn中均存在少量退火孿晶。圖3和4所示分別為純Cu和Cu-30%Zn合金經(jīng)過不同累積應(yīng)變量后的金相組織照片。從圖3可以看出，在變形初期，純Cu內(nèi)部仍然存在部分退火孿晶（見圖3（a）和（b））；累積應(yīng)變量為2.4時(shí)，退火孿晶已經(jīng)難以分辨，晶界交叉區(qū)域出現(xiàn)了一些細(xì)小的晶粒，如圓圈所示（見圖3（c））；在累積應(yīng)變量達(dá)到6.0時(shí)，仍能看到粗大的未被細(xì)化的晶粒，表明在高層錯(cuò)能的純Cu中，晶粒細(xì)化效果并不明顯（見圖3（d））。而在低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金中，在變形初期，Cu-30%Zn合金內(nèi)部出現(xiàn)大量細(xì)小的變形孿晶，幾乎看不到退火孿晶的存在（見圖4（a））。晶粒內(nèi)部的孿生方向相同，沒有發(fā)現(xiàn)二次孿晶或者孿晶交叉的現(xiàn)象，這是由于第一道次時(shí)，變形方向沒有發(fā)生改變，且孿生方向與晶粒取向和變形方向有關(guān)導(dǎo)致的；當(dāng)累積應(yīng)變量達(dá)到1.2時(shí)，局部出現(xiàn)了細(xì)小的晶粒，用圓圈表示。相比于純Cu在累積應(yīng)變6.0后仍存在粗大晶粒（見圖 4（b）），當(dāng)累積應(yīng)變量達(dá)到 2.4后，在低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金中，晶粒已經(jīng)很大程度被細(xì)化，在金相照片中已經(jīng)被不能區(qū)分（見圖4（c）和（d））。

圖3 純Cu在不同累積應(yīng)變量下的金相組織Fig. 3 Optical microstructures of pure Cu at different cumulative strains： （a） Σε=0.4； （b） Σε=1.2； （c） Σε=2.4； （d） Σε=6.0

圖5和6所示分別為純Cu和Cu-30%Zn合金經(jīng)過不同累積應(yīng)變量后的TEM像。從圖5可以看出，當(dāng)累積應(yīng)變量為0.4時(shí)，純Cu晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了一些位錯(cuò)纏結(jié)，以及位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的初始形態(tài)（見圖5（a））；當(dāng)累積應(yīng)變量達(dá)到2.4時(shí)，出現(xiàn)了位錯(cuò)胞的亞晶組織，亞晶內(nèi)部位錯(cuò)密度有所降低（見圖5（b））；變形量達(dá)到6.0時(shí)，圓圈區(qū)域內(nèi)部位錯(cuò)密度較低，純Cu內(nèi)部出現(xiàn)了類似動(dòng)態(tài)回復(fù)的現(xiàn)象［3］（見圖5（c））。從選區(qū)衍射斑點(diǎn)仍呈現(xiàn)單晶衍射斑的特征，晶粒并未得到明顯細(xì)化（見圖5（d））。而對于低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金而言，在變形初期，Cu-30%Zn合金內(nèi)部出現(xiàn)大量細(xì)小孿晶，這與光學(xué)組織中的結(jié)果相符（見圖6（a））；累積應(yīng)變量達(dá)到2.4時(shí)，材料內(nèi)部畸變程度已經(jīng)很大，這可能是由于多向壓縮使得之前生成的孿晶相互交叉，分割晶粒，使得位錯(cuò)累積場所增多導(dǎo)致的（見圖 6（b））；當(dāng)累積應(yīng)變量達(dá)到6.0時(shí)，材料內(nèi)部基本沒有動(dòng)態(tài)回復(fù)的現(xiàn)象（見圖6（c））；累積應(yīng)變量達(dá)到6.0時(shí)，其選區(qū)衍射斑點(diǎn)，已經(jīng)轉(zhuǎn)變成衍射環(huán)（見圖（6d）），對比純Cu在累積應(yīng)變量為 6 .0時(shí)的選區(qū)衍射圖可以看出，層錯(cuò)能的降低對銅合金變形時(shí)的晶粒細(xì)化起到了極大的促進(jìn)作用。

圖7所示為經(jīng)過不同累積應(yīng)變量后兩種材料的拉伸曲線和對應(yīng)的加工硬化率隨真應(yīng)力真應(yīng)變的變化曲線。其中標(biāo)準(zhǔn)化后的加工硬化率（Normalized hardening rate，Θ）用公式（1）計(jì)算

圖4 Cu-30%Zn合金在不同累積應(yīng)變量下的金相組織Fig. 4 Optical microstructures of Cu-30%Zn alloy at different cumulative strains： （a） Σε=0.4； （b） Σε=1.2； （c） Σε=2.4； （d）Σε=6.0

圖5 純Cu經(jīng)過不同累積應(yīng)變量后的TEM像和衍射譜Fig. 5 TEM images and diffraction pattern of pure Cu at different cumulative strains： （a） Σε=0.4； （b） Σε=2.4； （c） Σε=6.0； （d）Selected area diffraction pattern （SADP） of （c）， （d） at crystal zone-axis of ［110］

從圖（7a）中可以看出，隨著累積應(yīng)變量的增大，純Cu和Cu-30%Zn合金強(qiáng)度上升，均勻伸長率降低，而相比于純Cu而言，低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金強(qiáng)度增大的幅度更大，多向壓縮時(shí)的加工硬化效果明顯，這也可以從多向壓縮的 σ-Σε曲線中可以看出，且經(jīng)過相同累積應(yīng)變量后，低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金強(qiáng)度和塑性要明顯高于高層錯(cuò)能的純Cu。從圖7（b）～（e）中可以看出，隨著累積應(yīng)變量的增大，純 Cu和Cu-30%Zn合金的硬化速率減小地越快。對比純Cu和Cu-30%Zn合金經(jīng)過相同累積應(yīng)變后的加工硬化曲線可以看出，低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金硬化率明顯高于純Cu的。

圖6 Cu-30%Zn合金經(jīng)過不同應(yīng)變量后的TEM像及衍射譜Fig. 6 TEM images and diffraction pattern of Cu-30%Zn alloy at different cumulative strains： （a） Σε=0.4； （b） Σε=2.4； （c） Σε=6.0； （d）Selected area diffraction pattern （SADP） of （c） at crystal zone-axis of ［110］

2.2 多向壓縮變形后退火過程中的再結(jié)晶行為和組

織演變

圖8和9所示分別為純Cu和Cu-30%Zn合金在退火過程中的組織演變。在圖8（a）、（b）和圖9（a）、（b）中，大角度晶界用黑實(shí)線表示，小角度晶界用白實(shí)線表示；圖8（c）、（d）和圖9（c）、（d）所示分別為某一給定點(diǎn)與其周圍相鄰兩個(gè)點(diǎn)之間平均Kernal取向差（KAM）的分布圖，顏色從藍(lán)到紅取向差逐漸增大。此圖只顯示取向差小于5o取向差，因此，反應(yīng)的是材料內(nèi)部彈性畸變的程度。表1所列為純Cu和Cu-30%Zn合金KAM分布以及平均KAM，位錯(cuò)密度和單位體積內(nèi)的儲能大小，位錯(cuò)密度ρ和單位體積內(nèi)儲能大小E分別通過式（2）和式（3）進(jìn)行計(jì)算［21］。其中α是與位錯(cuò)界面幾何排列有關(guān)的參數(shù)，這里取α=3是由于其介于完全傾斜和完全扭曲之間，G、θ、b和d分別為剪切模量、平均KAM、柏氏矢量以及掃描電鏡的步長，這里G、b和d分別取為39 GPa、0.26 nm和80 nm［10］。

從圖8（a）和（c）中可以看出，高層錯(cuò)能的純Cu在累積應(yīng)變2.4，經(jīng)150 ℃退火300 s后，開始發(fā)生再結(jié)晶，其內(nèi)部出現(xiàn)粗大的再結(jié)晶晶粒，其內(nèi)部畸變基本被消除，而其他晶粒內(nèi)部存在大量的小角度晶界，內(nèi)部畸變嚴(yán)重。經(jīng)150 ℃退火1000 s后，純Cu的再結(jié)晶已經(jīng)較為完全，雖然其內(nèi)部仍存在少量未再結(jié)晶區(qū)域，但材料內(nèi)部基本是粗大的再結(jié)晶晶粒。從表1中可以看出體系內(nèi)部位錯(cuò)密度從 7.7×1015m-2下降到2.7×1015m-2，儲能從1.0×104J/m3下降到3.6×103J/m3，位錯(cuò)密度以及儲能的明顯下降說明其內(nèi)部畸變相比于退火300 s時(shí)已經(jīng)明顯降低。而對于低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金而言，如圖8所示，經(jīng)過2.4的累積應(yīng)變量300 ℃退火100 s后，Cu-30%Zn合金局部出現(xiàn)再結(jié)晶晶粒（見圖9（a）和（c））。從圖9（c）及表1中可以看出，Cu-30%Zn合金組織內(nèi)平均取向差很大，這是由于經(jīng)過累積應(yīng)變2.4后，組織內(nèi)的位錯(cuò)、孿晶和層錯(cuò)等亞晶結(jié)構(gòu)及缺陷密度較大導(dǎo)致的，如圖6（b）所示，而此時(shí)僅存在少量再結(jié)晶晶粒，再結(jié)晶發(fā)生不完全，材料內(nèi)部變形產(chǎn)生的畸變基本沒有得到緩解，導(dǎo)致其內(nèi)部畸變嚴(yán)重。經(jīng)300 ℃退火1000 s后，如圖9（b）和（d）所示，Cu-30%Zn合金內(nèi)部基本上都是再結(jié)晶晶粒。對比圖9（b）和圖8（b）可以看出，Cu-30%Zn合金再結(jié)晶晶粒尺寸明顯小于純Cu的再結(jié)晶晶粒，并且晶粒尺寸較平均，僅存在少量異常粗大的再結(jié)晶晶粒。

圖7 純Cu和Cu-30Zn合金經(jīng)過不同累積應(yīng)變量后的拉伸曲線及其加工硬化率隨真應(yīng)力和真應(yīng)變變化曲線Fig. 7 Tensile curves and changing curves of normalized hardening rate with true stress and of pure Cu and Cu-30%Zn alloy after different cumulative strains： （a） Tensile curves； （b） θ-ε curves， Cu-30%Zn； （c） θ-σ， Cu-30%Zn； （d） θ-ε pure Cu； （e） θ-σ， pure Cu

圖10所示為退火過程中Cu-30%Zn合金和純Cu內(nèi)部取向差分布情況。經(jīng)300 ℃退火100 s后，由于Cu-30%Zn合金內(nèi)部畸變較嚴(yán)重，取向差的定量分析可能存在較大誤差，因此，未將Cu-30%Zn合金300 ℃退火100 s后的取向差分布給出。從圖10可以看出，經(jīng)過150 ℃退火300 s后，純Cu已經(jīng)開始發(fā)生再結(jié)晶，其取向差分布，如圖10（a）所示，內(nèi)部的界面絕大多數(shù)是小角度晶界，這是變形時(shí)還未發(fā)生再結(jié)晶的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)，僅僅存在著少數(shù)的大角度晶界，正如前面所說在累積變形達(dá)到2.4時(shí)，材料局部出現(xiàn)細(xì)小晶粒晶界；隨著退火時(shí)間的增加，如圖10（b）所示，純Cu內(nèi)部的小角度晶界明顯減少，取而代之的是取向差位于60°左右的大角度峰，這是〈111〉Σ3退火孿晶的特征角度。圖 10（c）所示為低層錯(cuò)能的 Cu-30%Zn合金在300 ℃退火1000 s后的取向差分布圖，與純Cu不同的是，其內(nèi)部出現(xiàn)了兩個(gè)取向差分布峰值，KOPEZKY等［22］對FCC材料退火孿晶的研究中發(fā)現(xiàn)，圖10（c）中峰值取向差：60°和38.9°為Σ3和Σ9退火孿晶，其旋轉(zhuǎn)軸分別為〈111〉和〈110〉。圖 11所示為 300 ℃退火1000 s后Cu-30%Zn合金內(nèi)部取向差為38.9°和60°界面的旋轉(zhuǎn)軸分布，其分布分別集中在〈101〉和〈111〉晶向附近，與KOPEZKY等［22］的研究結(jié)果相符。

圖8 純Cu經(jīng)Σε=2.4多向壓縮變形再經(jīng)150 ℃退火后的EBSD及kernal平均取向差分布圖Fig. 8 EBSD and Kernal average misorientation maps of pure Cu annealed at 150 ℃ for different time after MDF deformation at Σε=2.4： （a） EBSD map， 300 s； （b） KAM map， 300 s； （c） EBSD map， 1000 s； （d） KAM map， 1000 s

圖9 Cu-30%Zn經(jīng)Σε=2.4后的多向壓縮變形再經(jīng)300 ℃退火后的EBSD和Kernal平均取向差分布圖Fig. 9 EBSD and KAM maps of Cu-30%Zn alloy annealed at 300°C for different time after MDF deformation at Σε=2.4： （a） EBSD map， 100 s； （b） KAM map， 100 s； （c） EBSD map， 1000 s； （d） KAM map， 1000 s

表1 純Cu和Cu-30%Zn合金退火后的KAM分布、平均KAM、位錯(cuò)密度以及儲能大小Table 1 Kernel average misorientation distribution， dislocation density and stored energy of pure Cu and Cu-30%Znalloy after isothermal anneal

圖10 Cu-30%Zn和純Cu累積應(yīng)變2.4退火后取向差分布圖Fig. 10 Distributions of misorientation angles of pure Cu after annealing at 150 ℃ for 300s （a）， 1000 s （b） and Cu-30%Zn alloy after annealing at 300 ℃ for 1000 s （c）

2.3 結(jié)果討論

在室溫多向壓縮變形過程中，由金相圖片（見圖3 和4）和TEM照片（見圖5和6）可以看出，層錯(cuò)能較低的Cu-30%Zn合金經(jīng)過一定變形量后具有較細(xì)小的晶粒。這是由于在純Cu中，晶粒細(xì)化主要是由連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶造成的，即材料內(nèi)部位錯(cuò)累積形成的低角度變形帶逐漸轉(zhuǎn)變成高角度晶界［3］，而在Cu-30%Zn合金中，由于層錯(cuò)能的降低，使得材料在變形初期內(nèi)部出現(xiàn)大量變形孿晶，且不斷改變變形方向的多向壓縮變形使得材料內(nèi)部孿晶交叉，從而能有效地分割和細(xì)化晶粒，加速了晶粒的細(xì)化。因此，Cu-30%Zn合金中的晶粒細(xì)化效果明顯。

圖11 Cu-30%Zn合金累積應(yīng)變2.4時(shí)經(jīng)300 ℃退火1000 s后取向差為38.9°和60°時(shí)旋轉(zhuǎn)軸的分布圖Fig. 11 Distributions of rotation axis with rotation angle of 38.9° （a） and 60° （b） in Cu-30%Zn alloy after annealing at 300 ℃ for 1000 s and Σε=2.4 （tolerance is ±0.5°）

經(jīng)過一定累積應(yīng)變量后，由Cu-30%Zn合金和純Cu的拉伸曲線以及加工硬化率曲線可以看出，低層錯(cuò)能Cu-30%Zn合金的強(qiáng)度明顯高于純Cu的，且塑性并未有明顯的下降。強(qiáng)度的提升得益于Cu-30%Zn合金中較細(xì)小的晶粒尺寸以及較高的位錯(cuò)和孿晶密度。通?？梢愿鶕?jù)公式（4）來估計(jì)試樣的強(qiáng)度［23］：

式中：σ0、kGB、d、kTB、λ、M、α、G、b和ρ分別代表摩擦應(yīng)力、常數(shù)、晶粒尺寸、常數(shù)、孿晶厚度、剪切模量、柏氏矢量、泰勒因子以及位錯(cuò)密度。從式（4）中可以明顯看出，晶粒尺寸以及位錯(cuò)和孿晶的密度對材料的強(qiáng)度有重要作用。而由金相組織和 TEM分析可知，較低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金經(jīng)過一定累積應(yīng)變后具有較小的晶粒尺寸和較大的位錯(cuò)及孿晶密度，這是由于較低的層錯(cuò)能使Cu-30%Zn合金在變形過程中容易產(chǎn)生孿晶、層錯(cuò)等缺陷，變形過程中孿晶的相互交叉和分割晶粒促進(jìn)晶粒細(xì)化的進(jìn)程，同時(shí)，孿晶也能為位錯(cuò)的積累提供場所，從而降低層錯(cuò)能導(dǎo)致了大量位錯(cuò)積累［24-25］，這些高密度的晶格缺陷之間的相互作用使得Cu-30%Zn合金抵御變形的能力增強(qiáng)，從而提高強(qiáng)度。其較好的塑性則可以歸結(jié)于局部變形即頸縮的推遲，從圖6中可以看出，Cu-30%Zn合金的加工硬化率大于純Cu的，這是由于Cu-30%Zn合金較低的層錯(cuò)能使得其內(nèi)部在變形過程中產(chǎn)生大量孿晶，孿晶能夠增大位錯(cuò)積累的能力，從而提高加工硬化率，且較低的層錯(cuò)能能夠抑制變形時(shí)動(dòng)態(tài)回復(fù)的發(fā)生，這也能提高材料的加工硬化率。較大的加工硬化率也表現(xiàn)為局部變形的推遲［26］。

從Cu-30%Zn合金和純Cu在累積應(yīng)變2.4后退火的內(nèi)部組織可以看出，具有較低層錯(cuò)能的 Cu-30%Zn合金內(nèi)存在細(xì)小的再結(jié)晶晶粒和退火孿晶。這是由于在變形過程中，Cu-30%Zn合金較低的層錯(cuò)能使其在變形時(shí)累積的畸變較大，因此，其再結(jié)晶儲能比純Cu的大。由于靜態(tài)再結(jié)晶的形核是一個(gè)晶界遷移的過程，再結(jié)晶儲能較大的Cu-30%Zn合金在發(fā)生再結(jié)晶時(shí)晶界遷移速度較快，從而形成了較多的退火孿晶［27］。在低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金中形成的高密度退火孿晶能夠阻礙再結(jié)晶晶粒的長大，因此在Cu-30%Zn合金中形成了細(xì)小的再結(jié)晶晶粒［3］。同時(shí)，Cu-30%Zn合金在變形中產(chǎn)生的層錯(cuò)等晶格缺陷為靜態(tài)再結(jié)晶的形核提供了場所［15， 28］。圖12所示為Cu-30%Zn合金中層錯(cuò)的高分辨TEM像，操作矢量g=［200］，并且層錯(cuò)存在兩種相互垂直的方向，且相互交叉。由于這些晶格缺陷在Cu-30%Zn合金中的密度較大、分布均勻，因此，靜態(tài)再結(jié)晶后，Cu-30%Zn合金內(nèi)部的再結(jié)晶晶粒尺寸較小且更加均勻。

圖12 Cu-30%Zn合金中層錯(cuò)的高分辨TEM像Fig. 12 High-resolution TEM image of stack fault in Cu-30%Zn alloy （Operation vector is

3 結(jié)論

1） Cu-30%Zn合金和純Cu在多向壓縮過程中，其真應(yīng)力-累積真應(yīng)變曲線表現(xiàn)出類似穩(wěn)態(tài)流變行為，兩者均存在位錯(cuò)累積引起的加工硬化。但在高累積應(yīng)變時(shí)（Σε＞2.4），層錯(cuò)能較低的Cu-30%Zn合金的強(qiáng)度以及加工硬化能力明顯高于純Cu的。

2） 變形初期在低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金中出現(xiàn)方向相同的變形孿晶，隨著多向壓縮過程的深入，孿晶相互交叉，極大的細(xì)化了晶粒，在Σε=2.4時(shí)，內(nèi)部基本上為細(xì)小晶粒，而層錯(cuò)能較高的純 Cu只能依靠傳統(tǒng)的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶來細(xì)化晶粒，效果不明顯，在Σε=6.0時(shí)，仍存在粗大的未細(xì)化晶粒。Cu-30%Zn合金變形時(shí)由于層錯(cuò)能中畸變的累積速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于純Cu的，這是由于孿晶和層錯(cuò)等缺陷容易產(chǎn)生，且孿晶交叉產(chǎn)生的細(xì)小晶粒為位錯(cuò)等缺陷提供了更多的累積場所。

3） 從不同累積應(yīng)變量后純Cu和Cu-30%Zn合金的拉伸力學(xué)性能可以看出，Cu-30%Zn合金的強(qiáng)度和塑性較純Cu有明顯的提高，這是由于Cu-30%Zn合金晶粒細(xì)化效果明顯，且其內(nèi)部的高密度孿晶能累積位錯(cuò)，從而延長其加工硬化過程。

4） 在變形后的退火過程中，低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金內(nèi)部再結(jié)晶晶粒比純銅更加細(xì)小，這是由于Cu-30%Zn合金中的缺陷密度大，層錯(cuò)等缺陷為再結(jié)晶晶粒提供了形核點(diǎn)，大量的形核點(diǎn)導(dǎo)致其具有更小的再結(jié)晶晶粒。此外，在低層錯(cuò)能的Cu-30%Zn合金中形成了大量退火孿晶，這是由于其變形儲能較大，因此，在發(fā)生再結(jié)晶時(shí)，晶界遷移速度較快，從而形成退火孿晶。

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（編輯 李艷紅）

Effect of stack fault energy on grain refinement of Cu alloy during room temperature deformation and subsequent annealing

LI Yi1， ZHANG Xiang-kai1， HE Ke-jian2， YANG Xu-yue1， 3
（1. School of Materials Science and Engineering， Central South University， Changsha 410083， China；
2. Institute for Materials Microstructure， Central South University， Changsha 410083， China；
3. Nonferrous Metal Oriented Advanced Structural Materials and Manufacturing Cooperative Innovation Center， Central South University， Changsha 410083， China）

The high stack fault energy （SFE） pure Cu and low SFE Cu-30%Zn （mass fraction） alloy were deformed by multi-direction forge （MDF） at room temperature and subsequent annealed. The grain refinement during MDF deformation and subsequent annealing was observed by OM， SEM/EBSD and TEM techniques， and the tensile mechanical properties after MDF deformation of different cumulative strains （Σε） were measured by an Instron-type mechanical testing machine. The results show that， in the process of MDF， with the decrease of SFE， the grain refinement mechanism of Cu alloy changes from traditional continuous recrystallization （cDRX） refinement to twin segment refinement. In the process of MDF， true stress-cumulative strain （σ-Σε） curves of both materials present the characteristics of steady flow. When Σε＞2.4， Cu-30%Zn alloy with lower SFE is still hardening slowly， but pure Cu is only hardening in the period of Σε＜2.4. When Σε is increasing， grain refinement of Cu-30%Zn alloy with lower SFE is more evident than that of pure Cu： when Σε=2.4， almost all grains in Cu-30%Zn alloy are ultra-fined grains （UFGs）， this is formed by the twins intersection and grain fragment of twins in it， while in pure Cu， UFGs are locally distributed. Moreover， the degree of distortion and tensile strength after MDF deformation of Cu-30%Zn alloy are much larger than those of pure Cu. After MDF deformation at Σε=2.4， the recrystallized grains in Cu-30%Zn alloy with lower SFE are much smaller than those in pure Cu during annealing because of the big defect density， like stack fault， and more nuclear sites for recrystallization in Cu-30%Zn alloy.

Cu alloy； stack fault energy； grain refinement； deformation twin； recrystallization

Project （51174234） supported by the National Natural Science Foundation of China

date： 2015-06-17； Accepted data： 2015-10-16

YANG Xu-yue； Tel： +86-13873133470； E-mail： yangxuyue@csu.edu.cn

1004-0609（2016）-01-0066-11

TG146.1

A

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51174234）

2015-06-17；

2015-10-16

楊續(xù)躍，教授，博士；電話：13873133470；E-mail：yangxuyue@csu.edu.cn