文 献 综 述
管状样品高压剪切变形方法（t-HPS）是本课题组自主开发的剧烈塑性变形方法。管高压剪切塑性变形是将管状样品同轴放置于芯轴与外环套之间，样品的内壁与芯轴的外壁紧密接触，样品的外壁与环套的内壁紧密接触，芯轴和环套作为约束体，对管状样品进行径向约束。样品在轴向上被与之端面形状完全吻合的两个压力环所约束。此时，对压力环施加轴向压载。同时转动外环套并固定芯轴，或者转动芯轴而固定外环套。管状样品内外壁之间将产生相对转动，从而产生沿圆周切向的剪切变形，但管状样品的宏观外形不发生任何改变。必须强调，该方法原理的关键是要在管状样品内产生足够高的静水压力。由于样品被由芯轴、环套以及压力环组成的模具全约束，对压力环的轴向压载将在管状样品内产生静水压力。只有当静水压力足够高时，才能在样品与芯轴，样品与环套的接触面上提供足够高的最大静摩擦力，接触面紧密接触，始终黏着，避免相对滑动。从而保证芯轴与环套相对转动时，样品的内、外壁分别与芯轴、环套保持相同的运动状态[1]。塑性变形使晶粒细化，金属塑性，强度不断提升。
本课题是在纯度为5N的金属铝经过管高压剪切变形方法加工后，获得了单一组分的强织构的基础上，研究4N铝是否会具有同样结果。在经历剧烈塑性变形，金属微观组织会产生巨大的改变。经过高压下的严重扭转变形后，材料内部形成了大角度晶界的均匀纳米结构，材料的性能也发生了质的变化。管高压剪切变形是在片状材料轴向方向上施加高达数十KN的压力，同时在材料的横截面上施以扭转力，使片状材料在变形过程中同时产生非常高的剪切和压缩应变，从而大幅度细化材料晶粒的一种大塑性变形方法[2]。然而晶粒取向完全随机的几率是很低的，也就是说在同一方向上，某些晶粒的取向一致。金属在塑性变形后，晶粒取向会趋于一致。这种位向分布被称为晶粒的择优取向，简称织构。由于4N铝是多晶体材料在塑性变形阶段，晶体内部的晶粒与晶界会发生协同变形。但是由于室温情况下，界面强度远高于晶粒强度，在塑性变形阶段下，主要涉及的是晶粒协同变形。晶粒变形包括，晶粒延变形方向伸长、位错增值、产生织构、生成亚晶。而其中主要以位错增值及滑移为主，位错滑移是变形的主要机制：滑移和孪生。滑移是全位错的运动，在剪切应力的作用下位错运动，增值。当位错运动受到阻碍时，位错发生分解，分解成不全位错。不全位错的滑移称之为孪生。孪生为不均匀应变，改变晶体学取向。孪生需要的外力远大于滑移，在应力-应变曲线上呈现锯齿状。而宏观形变依靠于滑移。在室温时，位错主要以滑移为主，高温时可以借助攀移。当位错运动到晶界边界，晶界阻碍位错继续滑移，塑性变形的作用下，位错会发生增值，导致位错塞积。位错塞积会在临近晶粒产生应力，有助于临近晶粒位错产生滑移、开动。相当于位错传播到另外一个晶粒，即塑性变形连续产生。晶界的塑性变形：相互滑移和转动。
经过塑性加工的金属材料，会因为包括位错、孪晶、层错、界面在内的晶体学缺陷的增加而使得自由能升高，从而处于不稳定状态。在退火时，这些晶体学缺陷密度较高的形变组织被低缺陷密度的无应变亚晶粒取代时，系统将恢复至低自由能更稳定的状态，这一过程通常被称之为再结晶。事实上，晶体材料从冷加工恢复至自由能较低的稳定态的过程涉及回复、再结晶和晶粒长大等多种行为。通常认为回复过程主要是晶内异号位错相消或同号刃位错滑移、攀移多边形化重排，不涉及大角度晶界的迁移，而晶粒长大的驱动力则主要是晶面能。对于高层错能的金属及其合金，全位错不易分解成层错较宽的扩展位错，而是通过位错的攀移与交滑移产生充分的回复，从而阻止了位错的累积，致使剩余的形变储能不足以引发动态再结晶。再结晶与回复是竞争关系，再结晶和回复的驱动力主要是冷变形时储存的能量，当回复进行的比较彻底时，就会阻碍再结晶的进行。再结晶分为形核和长大，形核主要是低应变亚晶的合并和迁移。再结晶主要受温度、冷变形量、原始晶粒尺度、第二相、溶质原子的影响。当变形量小于临界变形尺寸不会发生再结晶。高纯铝经过液氮温度低温扭转、压缩等变形后，观察到了在室温甚至更低温度的条件下的静态再结晶行为的发生。此外，高纯铝在塑性大应变量变形过程中的动态再结晶行为也有大量报道。正如上面两原则所述，高纯铝铝发生再结晶主要归因于材料纯度提升之后，晶界可动性显著提高；另一方面相对较低的变形温度使得回复机制被抑制，随着变形量增大后，巨大的形变储存能不能单纯依靠位错的回复来充分消耗，为再结晶提供了充足驱动力[3-9]。一般认为，再结晶遵循如下两个基本原则：临界变形量：再结晶有一个决定因素就是变形量，因为施加于材料变形量直接影响以非平衡缺陷(主要是位错、晶界等)形式存在于材料内部的储存能大小，储存能的大小决定了再结晶驱动力的大小。充足的变形量为材料再结晶创造了热力学条件。临界温度：再结晶从可能发生到事实发生还取决于形核与长大的动力学因素。从动力学上来看，再结晶是热激活的过程，具体微观机制的发生率控制着新晶粒的形核和长大过程，而这些又取决于温度条件。再结晶行为本质是晶体学缺陷的演变，存在一个临界温度以开动原子尺度缺陷行为，早在20世纪初，人们就发现了再结晶速率随着退火温度升高而提升的事实[10-11]。通常情况下，再结晶的发生需要温度高于1／3～1／2Tm。再结晶温度受到材料纯度的影响，纯度的提升会显著提升晶界可动性降低再结晶温度；此外，基于原则①变形量的增加或者变形温度的增加均会降低再结晶温度。当变形量足够高时，激活再结晶行为的温度甚至会降低至形变温度之下，这种情况下就有会发生所谓的动态再结晶[12]。材料经过退火后，由于形核和长大都具有某种位向关系，一般也会出现一定的择优取向，即退火织构。退火织构包括回复织构、再结晶织构以及二次再结晶(晶粒长大)织构等[13-14]。
铝作为典型面心立方金属，Al的变形行为和组织演变对杂质元素极为敏感，纯铝中的主要杂质为铁和硅,其次为铜、镁、锌、锰、钛等 ,传统观点是把铁和硅作为杂质加以限制。众所周知 ,铁与铝可形成金属间化合物FeAl3 ,FeAl3相呈针状,可使铝的强度略有提高而使其塑性降低,硅也是如此,影响后续生产加工。同时铁是高纯铝中阻碍立方织构形成的最有害的杂质元素,铁含量越高,立方织构含量越少。在高纯铝中,再结晶立方织构含量主要受杂质铁的影响 ,铁含量越多,立方织构含量越少。另外,杂质铁还影响形变织构的组成和含量铁含量较少时,形变织构主要由S、Cu、B取向及少量的剪切织构构成,退火织构主要由立方取向组成;随铁含量增加,剪切织构消失,并出现少量高斯织构,样品退火后 ,立方织构减少。尤其当铁含量较高时,在铝基体中固溶的铁就多,阻碍退火时立方织构的形核和长大,并使再结晶温度升高,减少立方织构含量[15]。
综上所述，4N铝在纯度上低于5N铝，要考虑到杂质原子的影响。虽然5N铝在经历管高压剪切变形，获得了单一强织构，但不能确定4N铝是否能同样获得单一强织构。由于杂质原子不仅会在塑性变形阶段，对晶界及晶粒的变形产生影响，同时会在铝的退火再结晶阶段阻碍再结晶立方织构的生成。考虑到变形量也是影响再结晶的因素，要设计的不同变形量，来进行对比。
参考文献
[1] 王经涛，李政，王进，刘金强，尹德良，刘冉，管状材料高压剪切变形方法及装置:中国，102189706.A[P].2011-01-28.
[2] KASSNER M E，MCQUEEN H J，POLLARD J，et a1．Restoration mechanisms in
large·strain deformation of high purity aluminum at ambient [J]．
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