分享：共轭和临界双滑移取向Cu单晶体疲劳位错结构的热稳定性研究

郭巍巍1, , 齐成军1, 李小武1, 2

1 东北大学材料科学与工程学院材料物理与化学研究所, 沈阳 110819
2 东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室, 沈阳 110819

摘要

关键词： Cu单晶体 ; 疲劳位错结构 ; 热稳定性 ; 晶体取向 ; 再结晶 ; 退火孪晶

只有从微观尺度上揭示材料的循环变形损伤机制, 才有助于深刻理解和成功预防其疲劳破坏问题. 因此, Cu单晶体作为一种典型的fcc结构模型材料, 其循环变形行为和微观结构已被系统地研究[1~12]. 同时, 能量输入对驻留滑移带(PSB)、迷宫等疲劳位错组态影响的问题一直以来也备受关注. Tahata等[13]将循环变形后含有PSB梯状结构和脉络结构的Cu单晶体制成电镜样品, 在高压电子显微镜内直接退火进行观察, 研究了能量输入对PSB结构的影响. 结果表明, 在350 ℃下保温18 min, PSBs和脉络结构迅速消失. Wang[14]对平均晶粒尺寸为80 μm的多晶Cu疲劳位错结构在150~650 ℃范围内进行退火处理后发现, 仅发生了不同程度的位错回复, 他认为循环变形导致的位错结构是低能位错结构, 比静态变形产生的位错结构更稳定. Chen和Gottstein[15]研究了单滑移取向Cu单晶疲劳位错结构在200~850 ℃范围内退火后的热稳定性, 观察到的动力学现象非常类似再结晶行为, 但再结晶并没有发生, 只有近乎完美的位错网格因回复而出现. 朱荣等[16]研究了300 ℃退火处理对单滑移取向Cu单晶体疲劳后形成的PSB梯状结构的影响, 结果表明, PSB的某些部位逐步细化, 甚至消失, 但仍未观察到再结晶现象. Xiao等[17]研究了电脉冲处理对疲劳Cu单晶体的影响, 结果观察到2类细小的再结晶晶粒. 电脉冲处理引起的升温远低于纯Cu熔化温度, 微结构的变化确由电脉冲引起. 最近, 本工作组[18]在考察粗晶纯Al疲劳位错结构在200~450 ℃下等温退火后的热稳定性发现, 各温度下疲劳位错结构均发生了明显的回复现象, 未观察到再结晶的发生.

在以上的研究中, 除Xiao等[17]电脉冲处理实验外, 均未发生再结晶现象, 更无退火孪晶的出现, 但在作者[19,20]之前的研究中, 对疲劳饱和后的单滑移和共面双滑移取向Cu单晶体进行退火处理, 不仅观察到了再结晶, 还观察到大量的退火孪晶. 实际上, 早在1926年, Carpenter和Tamura[21]就在变形之后退火处理的fcc金属中观察到了退火孪晶. 随后有许多模型被提出用以解释退火孪晶的形成, 归结起来有2类: (1) 生长突发理论[22~25], 即晶粒长大时由于某种意外引起{111}面的原有堆垛层次发生错排而产生共格退火孪晶界; (2) 层错形核理论[26,27], 即在晶界处突出一个层错小包, 以它为核心依靠非共格部分的界面迁移使层错小包长大成孪晶. Mahajan等[28]也曾提出综合以上2种观点的理论, 但至今仍没有确切的统一理论模型. 为了进一步探究和完善再结晶和退火孪晶的形成机制, 本工作选取共轭双滑移和[017]临界双滑移取向Cu单晶体进行了疲劳实验, 累积塑性应变量均较大, 然后在不同温度下进行退火处理来考察其疲劳位错结构的热稳定性.

1 实验方法

实验所用共轭双滑移和[017]临界双滑移取向Cu单晶体是采用纯度为99.999%的高导电性无氧Cu, 通过Bridgman方法生长得到的. 经X射线Laue像标定取向后, 疲劳试样由电火花线切割机加工而成, 试样的总体尺寸为7 mm×7 mm×70 mm, 标距区尺寸为7 mm×5 mm×16 mm. 疲劳实验前, 所有试样均在800 ℃下真空退火处理2 h, 然后经电解抛光消除试样表面的残余应变. 对称拉-压循环形变实验在5 kN Shimadzu电液伺服疲劳试验机上进行, 在室温和空气环境下, 采用恒塑性应变幅控制. 应变控制信号为三角波, 频率为0.05~0.40 Hz. 累积到一定的总塑形应变量停止. 具体实验条件及数据如表1所示.

实验所需退火处理样品取自不同塑性应变幅下疲劳饱和后Cu单晶体试样的标距区. 每个应变幅下取4个样品, 长×宽×高为3.3 mm×5.0 mm×7.0 mm. 其中, 一个样品不做退火处理, 作为参考样品以观察饱和位错结构, 其它3个样品分别在300, 500和800 ℃进行真空退火处理, 真空度为10-3 Pa. 退火过程采取程序控温, 升温速率3 ℃/min, 温差不超过 ±5 ℃, 达到设定温度后保温30 min, 然后随炉冷却至室温. 退火后, 对样品进行机械抛光和电解抛光, 利用CambridgeS360及Supra35扫描电镜电子通道衬度(SEM-ECC)技术对未退火和退火后样品的微观结构进行观察. 然后利用Tecnai G2 20透射电子显微镜(TEM)对疲劳后再在不同温度退火的各样品微观组织进行进一步的观察. TEM样品经机械减薄到100 μm左右后冲模获得直径3 mm的圆片, 继续机械减薄到70 μm后进行超声清洗, 最后再进行电解双喷减薄, 电解液为75 mL H3NO4+225 mL CH3OH的混合溶液, 电流为90~100 mA, 温度为-30 ℃.

2 实验结果

对共轭双滑移取向Cu单晶在应变幅γpl=1.5×10-4下进行疲劳实验直到饱和后, 观察到的微观位错结构是由基体脉络与PSB胞结构组成, 如图1a和b所示. 在300 ℃退火后, 疲劳变形引入的由胞结构组成的PSB结构已经由于回复的发生而消失, 代之出现的是位错密度较低的松散位错脉络结构, 如图1c所示. 随着退火温度提高到500 ℃, PSB胞结构和基体脉络结构均消失了, 已观察不到任何典型的位错结构, 如图1d所示. 分析原因有以下两点: 一是该应变幅较低, 储存的能量不足以发生再结晶; 二是鉴于SEM-ECC技术分辨率的局限性, 单个位错无法揭示, 因此在此温度下退火, 只有一些利用ECC技术观察不到的单个位错形成. 也就是说, 发生了明显的位错回复, 但无再结晶发生. 实际上, PSB位错墙是以位错偶极子的形式存在的, 在高温退火情况下, 随着位错在墙内攀移的进行, 位错密度的降低是以偶极子湮没的形式进行的. 晶格畸变能存储在偶极子组态中, 随着退火的进行, 偶极子的湮没将导致它所存储能量的散失, 而再结晶是在退火过程中由于能量的瞬时释放而引起的. 当退火温度为800 ℃时, 晶界和少量的退火孪晶又出现了, 但是发展得并不完整, 显然退火温度的升高为位错在墙内的攀移提供了足够的能量, 如图1e和f所示.

图1   Cu单晶体在应变幅γpl =1.5×10-4下循环饱和位错结构及其在不同温度退火30 min后的微观结构

Fig.1   SEM-ECC images of dislocation structures in cyclically deformed Cu single crystals at γpl=1.5×10-4 (a, b), and microstructures formed after subsequent annealing at 300 ℃ (c), 500 ℃ (d) and 800 ℃ (e, f) for 30 min (All observed planes are parallel to the loading direction, PSB—persistent slip band, GB—grain boundary)

当应变幅升高至γpl =1.5×10-3时, 共轭双滑移取向Cu单晶体疲劳饱和位错结构的观察结果如图2a和b所示. 可以观察到, 在此应变幅下出现了共轭滑移系的开动, 有2套PSB沿各自的滑移面形成, 这些PSB是由一些较规则的位错胞沿着滑移面排列组成的. 共轭次滑移的开动促使了这些PSB胞的出现[10,29]. 在300 ℃退火时, 疲劳后形成的PSB胞结构消失, 位错发生了明显的回复, 但是仍然观察到沿主滑移面和共轭次滑移面排列的细短的位错脉络结构, 如图2c所示. 随着退火温度提高到500 ℃, 发生了显著的再结晶现象, 形成了许多尺寸不一的晶粒, 有大角晶界, 也有小角晶界, 一些晶粒内出现退火孪晶, 且孪晶方向与开动的2个滑移系的滑移方向基本相同, 如图2d和e所示. 这种情况显然与低应变幅γpl=1.5×10-4下全然不同. 对于共轭双滑移取向晶体而言, 在高应变幅下, 共轭次滑移大量开动, 从而导致位错密度的进一步增殖以及应变能的提高, 为再结晶的发生提供更高的驱动力, 因此在500 ℃退火条件下观察到明显的再结晶现象和退火孪晶. 800 ℃退火条件下仍可观察到类似的情形, 只是孪晶数量有所减少, 如图2f所示.

图2   Cu单晶体在应变幅γpl=1.5×10-3下循环饱和位错结构及其在不同温度退火30 min后的微观结构

Fig.2   SEM-ECC images of dislocation structures in cyclically deformed Cu single crystals at γpl=1.5×10-3 (a, b), and microstructures formed after subsequent annealing at 300 ℃ (c), 500 ℃(d, e) and 800 ℃ (f) for 30 min (All observed planes are parallel to the loading direction)

[017]临界双滑移取向Cu单晶体在γpl = 6.5×10-3下疲劳后的微观结构为规则的位错墙和位错胞结构, 如图3a和b所示. 本工作以前的实验结果[30]表明, 该应变幅下未退火的疲劳样品表面有大量的形变带, 形变带内部主要也是这种位错墙和等轴的位错胞结构. 在300 ℃退火, 位错结构发生了明显的回复, 如图3c所示. 在500 ℃退火处理后, 发生了再结晶现象, 样品中形成了许多大晶粒, 晶粒内部有大量细窄的退火孪晶出现, 如图3d和e所示, 其尺寸显然比共轭双滑移γpl =1.5×10-3应变幅疲劳后再在500 ℃下退火形成的孪晶更窄. 作者之前的研究[19,20]发现, [ 18 41]单滑移取向和共面双滑移取向Cu单晶体分别在类似的高应变幅γpl =7.7×10-3和γpl =7.5×10-3下疲劳后再在500 ℃退火形成的孪晶宽度也明显大于[017]晶体的. 因此可以推断, 这种孪晶宽度的差异主要是由于晶体取向的不同引起的. 当退火温度达到800 ℃时, 再结晶的晶界变得更加清晰, 晶粒内部形成的是一些宽度超过100 μm的粗大孪晶, 如图3f所示. 这与其它双滑移取向的情形[20]略有不同, 而更接近单滑移取向高应变幅下疲劳后再经800 ℃退火的情况[19]. 这应该与[017]临界双滑移取向晶体的微观位错结构中出现了与单滑移晶体中观察到的类似的PSB结构[6,19]有关, 说明再结晶后孪晶的形态不仅受到晶体取向等因素的影响, 同时与疲劳后的微观位错结构也有一定关系, 也就是说不同晶体取向下相同的位错结构也趋向于形成类似特征的退火孪晶. 图3e所示结构是500 ℃退火样品内部观察到的结构, 虽然晶粒边界没有在样品表面观察到的清晰, 孪晶数量也略有减少, 但这说明了再结晶现象和孪晶的出现不仅仅是表面现象, 而是发生在整个样品内部.

图3   [017] Cu单晶体在应变幅γpl=6.5×10-3下循环饱和位错结构及其在不同温度退火30 min后的微观结构

Fig.3   SEM-ECC images of dislocation structures in cyclically deformed [017] Cu single crystals at γpl=6.5×10-3 (a, b), and microstructures formed after subsequent annealing at 300 ℃ (c), 500 ℃ (d, e) and 800 ℃ (f) for 30 min (The observed planes are parallel to the loading direction except for Fig.3e, for which the observed plane is perpendicular to the loading direction)

虽然SEM-ECC技术可在不破坏样品的情况下对位错结构进行大范围的观察, 但是其分辨率有限, 不能对单个位错和低密度位错缠结进行有效观察. 鉴于此, 本工作对部分退火处理后的样品做了进一步的TEM观察. 首先对共轭双滑移取向Cu单晶体进行了观察, 样品在γpl = 1.5×10-4下疲劳直到饱和后再在500 ℃进行退火处理, 在SEM-ECC下均未观察到任何典型的位错结构(图1d), 但是在TEM下可以观察到松散的位错胞结构和一些低密度的位错缠结, 如图4a所示. 这表明位错回复虽没有引起再结晶的发生, 但也没有使所有的位错消失, 而是使位错密度显著下降. 疲劳后经800 ℃退火处理后, 回复使得典型的位错结构基本消失, 只观察到一些低密度的位错缠结, 同时还观察到了宽度为4 μm左右的退火孪晶, 如图4b所示, 与SEM-ECC下观察到的部分孪晶宽度相当. 在γpl=1.5×10-3下疲劳直到饱和后再在500 ℃进行退火处理, 原始的PSB和脉络等位错结构消失, 观察到的是低密度的位错缠结, 以及层错和退火孪晶, 如图5a和b所示. 经800 ℃退火后除了低密度的位错缠结, 还观察到了层错和晶界, 如图5c和d所示.

图4   Cu单晶体在应变幅γpl =1.5×10-4下循环饱和后再在不同温度退火30 min后微观结构的TEM像

Fig.4   TEM images of microstructures formed after subsequent annealing for 30 min in cyclically deformed Cu single crystals at γpl =1.5×10-4 at 500 ℃, B=[110] (a), and 800 ℃, B=[114] (b) (B—the incident electron-beam direction)

[017]临界双滑移取向Cu晶体在较高应变幅γpl=6.5×10-3下疲劳饱和后, TEM下观察到的是胞墙结构, 胞壁非常致密, 位错密度很高, 胞尺寸约为0.5 μm, 如图6a所示, 这与SEM-ECC下观察到的结构和尺寸一致. 将该样品在300 ℃进行退火处理后, 位错密度明显下降, 一些胞壁变得松散, 但胞的尺寸并无明显变化, 另一些胞结构则由于回复而消失, 形成一些位错缠结, 如图6b所示. 当退火温度升高到500 ℃, 典型的位错结构由于回复而消失, 只有一些低密度位错缠结, 但在此退火温度下观察到了晶界(图6c)和退火孪晶(图6d). 当退火温度进一步升高到800 ℃, 位错密度降得更低, 并且观察到了厚约为0.5 μm的层错出现(图6e), 同时也观察到了一些细小的孪晶(图6f). 800 ℃下观察到的细小孪晶与在SEM-ECC下观察到的孪晶有不同, 显然, 这是因为低分辨率SEM-ECC技术无法观测到细小的孪晶. 共轭双滑移取向与[017]临界双滑移取向下均观察到了层错的出现, 同时之前在共面双滑移取向[20]中也曾观察到过层错, 这说明层错的出现与孪晶的产生有密切关系.

图5   Cu单晶体在应变幅γpl= 1.5×10-3下循环饱和后再在不同温度退火30 min后微观结构的TEM像

Fig.5   TEM images of microstructures formed after subsequent annealing for 30 min in cyclically deformed Cu single crystals at γpl =1.5×10-3 at 500 ℃, B=[211] (a, b), 800 ℃, B=[223] (c), and 800 ℃, B=[110] (d)

为了进一步检测Cu单晶疲劳后再进行升温过程中的能量释放情况, 从而确定是否存在再结晶发生的临界转变温度, 本工作选取[017]临界双滑移取向Cu单晶在应变幅γpl=6.5×10-3循环饱和后的样品进行了DSC测量, 结果如图7所示. 从图中可以看出, 曲线没有明显尖锐的放热峰出现, 只是在400~600 ℃范围有一个宽化峰出现, 而在约300 ℃左右曲线出现了细微的波动, 这应该对应于位错回复.

图6   [017] Cu单晶体在应变蝠γpl=6.5×10-3下循环饱和后再在不同温度退火30 min后微观结构的TEM像

Fig.6   TEM images of microstructures formed after subsequent annealing for 30 min in cyclically deformed [017] Cu single crystals at γpl=6.5×10-4 at room temperature (RT), B=[421] (a), 300 ℃, B=[100] (b), 500 ℃, B=[110] (c, d), and 800 ℃, B=[110] (e, f) (Inset in Fig.6f shows the SAED pattern of the twin)

这与之前在共面双滑移取向Cu单晶体DSC测试的结果[20]相似, 都是在300 ℃出现了明显的曲线波动, 400~600 ℃范围有一个宽化峰出现. 虽然DSC检测不到再结晶的发生, 但是微观结构观察确定有再结晶现象的发生, 说明退火处理过程中再结晶发生以及退火孪晶的形成是个缓慢渐进的过程, 因此在DSC响应曲线中不会出现对应剧烈再结晶发生的尖锐放热峰.

图7   [017] Cu单晶体在应变幅γpl =6.5×10-3下循环变形饱和后的DSC曲线

Fig.7   Typical DSC plots for cyclically saturated [017] Cu single crystal at γpl = 6.5×10-3

3 分析与讨论

对恒塑性应变幅控制下疲劳共轭和[017]临界双滑移取向Cu单晶体分别在不同温度进行退火处理后发现, 300 ℃退火处理均发生了明显的位错回复, 位错密度下降, PSB和PSB胞结构因回复而消失, 脉络结构仍存在, 说明脉络结构比PSB结构更稳定. 以前对[ 18 41]单滑移取向Cu单晶体的研究结果[19]表明, 迷宫结构较PSB结构先消失. 因此, 典型疲劳位错结构的热稳定性由弱到强依次为: 迷宫结构→PSB结构→脉络结构. 大量研究工作[3,6,9]表明, Cu单晶体疲劳位错结构随外加塑性应变幅升高大致按如下顺序发生变化: 脉络结构→PSB结构→迷宫或胞结构. 显然, 该顺序正好与其热稳定性顺序相反, 也就是说, Cu单晶体在越高塑性应变幅下形成的疲劳位错结构越不稳定. 500和800 ℃退火处理, 疲劳位错结构的位错密度进一步下降, 大都发生了再结晶现象并出现了退火孪晶. 这种在较低温度退火发生回复, 在较高温度退火发生再结晶以及出现退火孪晶的现象与在不同温度下退火处理疲劳[ 18 41]单滑移取向和共面双滑移取向Cu单晶体后的观察结果基本相同[19,20], 只有共面双滑移取向Cu单晶体300 ℃退火后发生部分再结晶[19], 说明再结晶的发生与晶体取向存在一定关系. 共面双滑移取向Cu单晶体疲劳后形成的主要是胞结构, 而胞结构是最容易锐化的一种位错结构, 因而在较低温度下退火就发生了部分再结晶. 实际上, 金属晶体在循环变形过程中产生了大量的高密度位错, 这些位错会引起晶格畸变, 以晶格畸变能的形式储存在晶体内部, 使得晶体的自由能升高, 在热力学上处于亚稳状态, 这种储存能的释放为再结晶发生提供驱动力. 一般而言, 储存能越大, 应变集中程度越高, 再结晶与退火孪晶就越易产生. 对于循环变形而言, 累积塑性应变量是循环载荷作用下累积损伤的名义度量. 累积塑形应变量越大越容易发生再结晶和出现退火孪晶, 这在单滑移取向Cu单晶体热稳定性研究中曾详细讨论过[19], 这也是在Wang[14]以及Chen和Gottstein[15]的研究中没有观察到再结晶现象的主要原因.

关于退火孪晶的形成, 夏爽等[31]认为在具有较低层错能的fcc金属材料, 比如奥氏体不锈钢、铜合金、铅合金、镍基合金中, 退火孪晶是一种常见的显微组织. 孪晶与母体晶粒之间的共格孪晶界面是{111}面, 共格孪晶界具有十分低的晶界自由体积和自由能. 退火孪晶的形成需要在{111}面上产生堆垛层错, 一般认为这种层错在晶界迁移过程中产生. Dash等[26]认为在主要的再结晶过程中, 孪晶在迁移晶界处形核. 层错或者层错小包通过滑移从晶界处释放, 一层一层地增加到孪晶尺寸, 在层错小包生长的最后阶段形成低能面“非共格孪晶界面”. Mahajan等[28]则认为退火孪晶的形成是Shockley位错环通过生长突发形核于连贯的{111}面, 此过程与晶界迁移有关. 晶界迁移的驱动力来自于它的晶界曲率, 晶界曲率大, 曲率半径就小, 驱动力F就越大, 晶界迁移得越快, 生长突发的可能就越大, 形成孪晶的可能就越大; 晶界曲率小, 则曲率半径大, 能量低, 迁移较慢, 形成的孪晶可能就小. 如果生长突发连续发生, 在晶界迁移的过程中就会形成各种厚度的孪晶. 本实验在较高的温度下对疲劳共轭双滑移取向和[017]临界双滑移取向Cu单晶进行退火处理, 均出现了退火孪晶, 并且观察到层错(图5a, c和图6e), 进一步证明层错与退火孪晶的形成密切相关.

另外, 以下实验现象值得关注: (1) 这2种双滑移取向疲劳变形Cu单晶在500 ℃退火处理均较800 ℃退火处理后的孪晶数量多, 这表明, 过高的退火温度使得晶界的迁移速率过快, 使得部分{111}面上的原子错排来不及形成孪晶, 从而抑制了孪晶的形成; (2)共轭双滑移取向Cu单晶在低应变幅γpl=1.5×10-4下疲劳后再退火形成的孪晶数量较少, 而在较高应变幅γpl=1.5×10-3下疲劳后再退火形成的孪晶数量较多, 这与[ 18 41]单滑移取向[19]和共面双滑移取向[20]Cu单晶体的情况非常相似, 显然, 外加应变幅越高, 开动的滑移系越多, 引起的局部应变集中越高, 这将大大促进孪晶的局部形核和生长; (3) 综合以前的研究结果[19,20]和本工作结果还可以发现, 不同取向疲劳变形Cu单晶体中形成的退火孪晶均是沿着疲劳后开动的滑移面方向发展的, 这是因为fcc晶体孪生面为{111}面, 正好也是其位错滑移面. 因此不难理解, 疲劳变形后滑移变形程度越高, 退火后形成的孪晶数量则越多.

上述结果系统揭示了晶体取向、退火温度、应变幅和累积应变量等对不同疲劳位错结构热稳定性的影响规律, 加深了对各种金属晶体疲劳位错结构热稳定性的认识, 为进一步完善疲劳位错结构的低能位错结构理论提供了重要的实验基础. 同时, 该结果为疲劳损伤后的材料回复(即材料的延寿)提供了有益的理论和实验依据, 例如, 对在实际服役中承受循环载荷的金属构件材料而言, 可以通过适当的退火回复处理, 使材料的微观结构尽量恢复或接近其初始状态, 从而延长其使用寿命.

4 结论

(1) 300 ℃退火处理后, 共轭双滑移取向和[017]临界双滑移取向Cu单晶体的疲劳饱和位错结构发生了明显的回复, PSB结构、位错墙结构和位错胞结构均因回复而消失; 500和800 ℃退火处理后, 均发生了明显的再结晶现象, 并出现了大量的退火孪晶.

(2) 不同取向Cu单晶循环变形后形成不同的位错结构, 其热稳定性由高到低依次为: 脉络结构、PSB结构、迷宫或胞结构. 因此, 再结晶的剧烈程度与晶体取向有一定关系.

(3) 不同取向疲劳变形Cu单晶体中形成的退火孪晶均沿着疲劳后开动的滑移面方向发展, 疲劳后的滑移变形程度越高, 退火后形成的孪晶数量则越多. 另外, 过高的退火温度会加快再结晶晶界的迁移速率, 进而抑制孪晶的形成, 致使孪晶数量有所减少.