文章导读
纳米化可显著提高金属材料的强度和硬度，但通常因加工硬化能力低而牺牲延展性。异质结构材料因其优异的加工硬化能力，是一类新兴的高性能材料。本研究在液氮温度下通过表面机械撞击处理（SMAT）制备了一种异质结构材料——梯度结构Cu-Al合金。经过SMAT处理后，屈服强度提高到原来的1.5倍以上，而延展性几乎保持不变。除了异质变形诱导（HDI）硬化外，堆垛层错能是提高该体系应变硬化能力的另一个重要因素。低堆垛层错能增加了堆垛层错密度，并在中间应变阶段的SMAT处理Cu-Al合金中导致了更细的纳米孪晶间距（约5.4 nm）和更高的位错存储密度（8×10¹³ m⁻²）。低堆垛层错能也引起了应变硬化率的显著回升。
https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2022.05.027背景介绍
兼具高强度和良好延展性的材料是许多工业应用所追求的。纳米晶材料通常表现出优异的强度和硬度，但由于加工硬化能力差，其延展性有限。在过去的几十年里，众多研究者探索了改善强度和延展性组合的有效途径。梯度结构材料被提出以提升屈服强度并保持相当的延展性。卢等通过表面机械研磨处理（SMGT）引入了纳米梯度结构铜棒，其屈服强度几乎是粗晶样品的两倍。此外，纳米梯度结构铜的均匀延伸率几乎与粗晶样品相同。梯度纳米结构是一种典型的异质结构材料（HSM）。HSM通常由具有显著不同本构特性的异质区组成。已有研究表明，优异的力学性能主要归因于变形过程中异质区之间的显著相互作用，这与应变梯度、区域边界附近几何必要位错（GNDs）的塞积以及由此产生的异质变形诱导（HDI）硬化有关。额外的HDI硬化有助于同时提高强度和延展性。
对于面心立方（FCC）材料，如铜合金，堆垛层错能（SFE）是影响其力学性能的另一个重要因素。在低SFE的合金中，通常形成的不是全位错，而是堆垛层错（SFs）和纳米孪晶（NTs）。研究证明，高应变速率和低变形温度促使变形过程中形成更多的NTs。最近的研究表明，由于SFs和孪晶的影响，低SFE的FCC合金表现出高应变硬化率以及良好的强度和延展性组合。与HSM类似，低SFE合金的延展性也受到体系中高应变硬化的影响。因此，探索SFE对HSM中塑性变形的影响是值得的。
在本研究中，我们选择了两种具有不同SFE的典型Cu-Al合金，即文献[34]中报道的Cu-4.5 wt.% Al（SFE：12 mJ/m²）和Cu-6.9 wt.% Al（SFE：5 mJ/m²）。所有样品均在液氮温度下进行2分钟的SMAT变形，以在粗晶板材表面产生梯度结构（GS）层。为了阐明不同塑性变形阶段的硬化行为，利用EBSD和TEM表征了从表面层到中心的微观结构演变。此外，系统研究了梯度层在0-0.22拉伸应变下的微观结构演变。研究发现，低堆垛层错能导致变形过程中应变硬化率显著回升。在具有更低SFE的Cu-Al合金中实现了更细的纳米孪晶间距和更高的位错存储密度，这对应于相应应变下的硬化行为。
实验方法
材料： 使用两种高纯二元Cu-Al合金（Cu-4.5wt.%Al 和 Cu-6.9wt.%Al），通过轧制和真空退火获得均匀粗晶组织。
梯度结构制备： 在液氮温度下对板材双面进行表面机械撞击处理（SMAT） 2分钟，以引入梯度纳米结构层。
力学测试： 在室温下进行单轴拉伸试验和循环应力松弛试验，以评估力学性能和变形激活参数。
微观结构表征： 结合电子背散射衍射（EBSD） 和透射电子显微镜（TEM），对不同应变状态（0， 0.05， 0.22）下样品的梯度层微观结构进行系统表征，重点分析几何必要位错（GND）密度、纳米孪晶、堆垛层错等缺陷的演化。
实验结果
1. 梯度结构与硬度分布
SMAT处理后，两种合金表面至内部均形成了梯度显微硬度分布，表面硬度显著提高。
2. 微观结构演化
· 从内部到表面：粗晶区的全位错 → 亚表层的高密度位错缠结 → 最表层的高密度纳米孪晶与堆垛层错共存。
· 低SFE合金中，纳米孪晶的平均间距更小（~5.4 nm），堆垛层错密度更高。
3. 力学性能提升
· SMAT显著提高了两种合金的屈服强度（>1.5倍），且均匀延伸率保持基本不变（SFES合金尤其突出），打破了传统的强度-塑性倒置关系。
· 低SFE的SFES合金表现出更显著的应变硬化率回升现象，这有助于稳定变形、延迟颈缩。
图 1 叠加表面附近显微硬度分布的光学显微照片。(a) Cu-4.5wt% Al (SFE12) 合金；(b) Cu-6.9wt% Al (SFE5) 合金。
图 2 SFE5 样品在不同深度的 TEM 图像。(a)、(b) 和 (c-1) 位置 1# (~200 μm)、2# (~110 μm) 和 3# (~40 μm) 处的明场 TEM 图像；(c-2) (c-1) 中棕色方框区域显示纳米孪晶的高分辨率 TEM 放大图。
图 3 SMAT 处理前后 SFE12 和 SFE5 样品的拉伸性能。(a) 工程应力-应变曲线，(b) 屈服强度、极限强度和均匀延伸率的柱状图，(c) 应变硬化率 vs. 真应变。
图 4 Cu-Al 合金的循环应力松弛测试。(a) 和 (b) 分别为 SFE12 和 SFE5 合金的真应力-应变曲线，插图为真应力-时间曲线；(c) 和 (d) 分别为 SFE12 和 SFE5 合金不同应变下的物理激活体积 V*。
图 5 第三次应力松弛期间（50秒）可动位错密度的演化。(a) 和 (b) SMAT 处理前后的 SFE12 样品；(c) 和 (d) SMAT 处理前后的 SFE5 样品。插图：松弛后的 ρm=ρ0值作为起始应变的函数。
图 6 不同拉伸应变下 Cu-Al 合金的 EBSD 图像。(a-1) 和 (a-2) 应变为 0.05 和 0.22 的 SFE12 合金的 KAM 图；(a-3) SFE12 合金中位错密度随深度的分布；(b-1) 和 (b-2) 应变为 0.05 和 0.22 的 SFE5 合金的 KAM 图；(b-3) SFE5 合金中位错密度随深度的分布。GND 密度由式(3)计算，KAM 数据通过 Channels 软件从图6a-b导出。
图 7– 距表面约80 μm深度处 SMAT 处理 Cu-Al 合金的明场 TEM 图像。(a-1)、(a-2) 和 (a-3) 分别为应变为 0、0.05 和 0.22 的 SFE12 样品；(b-1)、(b-2) 和 (b-3) 分别为应变为 0、0.05 和 0.22 的 SFE5 样品；(a-4) 和 (b-4) 分别为拉伸应变为 0.22 时 SFE12 和 SFE5 合金中孪晶厚度的统计分布。
图 8 从 [110] 晶带轴观察的拉伸变形 0.22 应变的 SFE5 合金中纳米孪晶的原子尺度 TEM 图像。(a) HRTEM 图像，(b) (a) 中纳米孪晶衬度的强度图，(c) (a) 中棕色方框区域的原子微结构放大图。
实验机制
1. 变形机制
· 物理激活体积（V*） 测试表明，SMAT样品和低SFE合金的初始V*更小，说明纳米孪晶和堆垛层错有效限制了位错运动范围。
· 可动位错密度（ρm） 演化显示，梯度结构（GS）样品在拉伸初期ρm不降反升，且低SFE合金中上升更显著，这表明梯度界面和低SFE促进了额外的位错存储与增殖。
· 几何必要位错（GND）分析 证实，变形过程中GND密度从表面到中心呈现梯度分布，并且低SFE合金在相同应变下能存储更高的位错密度。
2. SFE的关键作用
低SFE促进更多堆垛层错和更细的纳米孪晶形成，这两者不仅提供强化，还通过持续产生新的缺陷界面（孪晶界、层错）有效阻碍位错运动，从而贡献了额外且持续的应变硬化能力。
图 9 在加工硬化曲线的不同阶段，SMAT 处理样品变形机制的示意图。(a) SFE12 合金；(b) SFE5 合金。
结论
本研究在液氮温度下对两种不同堆垛层错能的Cu-Al合金进行了SMAT处理。主要发现总结如下：
(1) 通过SMAT处理制备了纳米梯度结构Cu-Al合金，导致从表面到中心的显微硬度呈梯度分布。在40、110和200 μm深度处存在三个典型层区：（i）表面附近层区共存高密度纳米孪晶和堆垛层错；（ii）亚表层区形成大量全位错缠结；（iii）受变形影响层区以全位错为主。
(2) SMAT处理后，力学性能组合得到改善。两种合金的屈服强度均提高到处理前的1.5倍以上，SMAT后样品的极限强度略高于粗晶样品。而SMAT后的SFE5合金表现出比SFE12合金更高的延展性。SFE5合金的应变硬化率在拉伸变形过程中表现出显著的回升，引入了更稳定的变形以延迟颈缩。
(3) 低堆垛层错能增加了纳米堆垛层错的密度，导致SMAT处理的SFE5合金在中间应变阶段具有更细的纳米孪晶间距（约5.4 nm）和更高的位错存储密度（8×10¹³ m⁻²）。SFE5合金中应变硬化率的显著回升同样是由低堆垛层错能引起的。
