1試驗材料及方法

　　采用氣霧化技術制備鋁合金粉末（Al210wtZn23wtMg2118wtCu），然后將粒度小于150μm的霧化鋁合金粉末置于自制的攪拌式球磨機中在液氮環(huán)境下進行球磨，罐內溫度-140℃。球磨罐和磨球材料均為不銹鋼，球料質量比25∶1，球磨機轉速200r/min，球磨10h后取出合金粉末。

　　將球磨后的Al2Zn2Mg2Cu合金粉末置于NETZSCHDSC2204差熱分析儀中進行DSC試驗，氮氣保護，加熱速率10℃？min-1。根據(jù)DSC試驗結果，將球磨粉末在指定溫度下進行等溫熱處理，以研究其相變產(chǎn)物。試驗中先將球磨粉末在真空狀態(tài)下密封于石英玻璃管中，然后置于CWF13/5箱式馬弗爐中進行加熱?？販鼐葹?plusmn;2℃。粉末的顯微結構采用HITA2CHIH2800透射電鏡研究，加速電壓100kV.

　　材料的晶粒尺寸和晶體結構采用PHILIPSAPD210X射線衍射儀測量分析，輻射源為CuKα，單色器為石墨。X射線衍射峰的寬化是由于晶粒細化和微觀應力的影響產(chǎn)生的。一般認為球磨粉體的晶粒寬化曲線遵循柯西分布，而應力寬化曲線遵循高斯分布。平均晶粒尺寸d與微觀應變均方根〈e2〉1/2滿足以下方程：δ2θ2tan2θ0=λd（δ2θtanθ0sinθ0） 25〈e2〉（1）式中：δ2θ為測得的積分寬度，θ0為衍射峰對應的衍射角，X射線波長λ取01154nm.X射線衍射峰形經(jīng)過儀器寬化和Kα2校正以后，將圖譜中Al的（111）、（200）、（220）和（311）衍射峰的數(shù)據(jù)代入上式進行線性擬合求出平均晶粒尺寸和晶格微觀應變。

　　2試驗結果

　　211球磨粉末的表征

　　取不同球磨時間的粉末樣品在XRD進行分析，結果可以看出，粉末在霧化冷卻過程中析出MgZn2相。隨著球磨時間的延長，衍射峰逐步寬化的同時，析出相的衍射峰強度逐漸減弱，表明MgZn2相已經(jīng)減少，合金元素逐漸固溶于α2Al晶格之中，形成過飽和固溶體。球磨10h后，粉末中僅殘留少量的MgZn2。另外隨著球磨時間的延長，衍射峰逐步寬化，強度降低。采用公式（1）計算表明粉末晶粒逐漸減小，球磨2h晶粒尺寸為114nm，球磨10h后晶粒尺寸降為45nm.而且隨著球磨過程的進行，粉末中的微觀應變增大，球磨10h后微觀應變?yōu)?1020.這是由于α2Al的韌性較好，球磨過程中材料劇烈的塑性變形產(chǎn)生的微觀應力不易釋放，導致粉末產(chǎn)生微觀應變聚集。同時，合金元素的大量過飽和固溶于α2Al晶體內也會引起晶格畸變，導致微觀應變增大。

　　圖中灰色塊狀區(qū)域是粉末顆粒，尺寸在亞微米級以上，且形狀不規(guī)則。粉末顆粒上面的深色斑點為晶粒組織，晶粒尺寸主要分布于30～50nm之間，這與XRD計算結果比較吻合。同時可以看出粉末球磨10h后晶粒尺寸分布仍不均勻。的SAD圖中顯示除了Al的衍射環(huán)以外，還有Al2O3的存在，這與上述的化學成分分析結果吻合。Al2O3的產(chǎn)生可能是在球磨過程中部分粉末表面氧化的結果。

　　212球磨粉末的熱穩(wěn)定性

　　為了討論球磨粉末在熱處理條件下的組織結構變化，分別對Al2Zn2Mg2Cu合金霧化粉末和球磨10h后的粉末進行了DSC試驗，結果如所示。發(fā)現(xiàn)兩種粉末在549℃開始熔化之前都出現(xiàn)了兩個放熱峰和一個吸熱峰，但是溫度位置有很大不同。球磨粉末的放熱峰位于180℃（Ⅰ峰）和436℃（Ⅱ峰），吸熱峰位于474℃（Ⅲ峰）；而霧化粉末的放熱峰位于234℃（Ⅰ′峰）和375℃（Ⅱ′峰），吸熱峰位于475℃（Ⅲ′峰）。

　　對DSC結果進行對比后發(fā)現(xiàn)球磨對于材料DSC曲線產(chǎn)生了明顯的影響，如所示。粉末經(jīng)過球磨以后，在低溫區(qū)域的放熱峰Ⅰ峰的峰值前移了54℃，開始溫度提前了51℃，放熱持續(xù)溫度區(qū)間延長了29℃。對于高溫區(qū)域的放熱峰Ⅱ峰，粉末經(jīng)球磨后峰值后移了61℃，開始溫度也推后了111℃，放熱持續(xù)溫度區(qū)間縮短了83℃。粉末球磨前后吸熱峰（Ⅲ峰）位置基本沒有變化，分析相圖認為粉末在該溫度發(fā)生了MgZn2第二相的回溶反應。

　　采用求DSC曲線積分面積的方法計算了粉末球磨前后的在放熱峰位置的熱量變化ΔH，計算發(fā)現(xiàn)球磨前后粉末的放熱量變化很大。粉末球磨后Ⅰ峰的ΔH值增大了433J/mol，相當于霧化粉末的放熱量的近5倍。Ⅱ峰的ΔH值球磨前后變化不如Ⅰ峰大，球磨粉末的放熱量比球磨前霧化粉末增加了20，即46J/mol.

　　為了進一步討論球磨后粉末在受熱過程中的組織和晶粒大小的變化，對球磨粉末在不同溫度下進行了真空退火處理，XRD結果如所示。粉末在球磨后出現(xiàn)的超飽和完全固溶現(xiàn)象在180℃×1h熱處理后消失，材料中開始有MgZn2第二相的出現(xiàn)，說明材料在回復的同時就發(fā)生了脫溶現(xiàn)象。在隨后的更高溫度熱處理后MgZn2第二相的X衍射峰值有增強的趨勢。說明第二相在更高溫度下繼續(xù)長大粗化。

　　對XRD結果計算出粉末的晶粒尺寸和微觀應變的變化所示。球磨粉末180℃退火后晶粒尺寸為48nm，而微觀應變由01203降為01097，說明球磨粉末在此溫度下并未發(fā)生晶粒顯著長大，而僅僅是微觀應力釋放產(chǎn)生回復。另外，由于球磨以后的粉末中微觀應變嚴重，聚集了較高的應變能，導致微觀應力相比于霧化粉末更易于釋放。

　　球磨粉末加熱到較高溫度下晶粒繼續(xù)長大。XRD計算球磨粉末在Ⅱ峰436℃熱處理1h后的晶粒尺寸為72nm，相比180℃時晶粒發(fā)生明顯的長大。注意到Ⅱ峰的起始點在415℃，將粉末在400℃熱處理1h后發(fā)現(xiàn)晶粒尺寸為57nm，說明粉末在400℃下晶粒長大仍舊緩慢。球磨粉末在400℃真空熱處理1h后的TEM照片，可以看出材料的晶粒尺寸分布不均勻，大部分保持在60～80nm，個別晶粒達到100nm以上。與XRD計算結果誤差約為10～30，誤差范圍與其它研究者的結論一致。DSC中Ⅱ峰的出現(xiàn)是由于伴隨晶粒異常長大的球磨粉末再結晶放熱所致。436℃（0177Tm）附近認為是球磨粉末發(fā)生晶粒迅速長大的突變點。而霧化粉末的再結晶放熱峰位置在375℃，低于球磨粉末。

　　球磨粉末球磨機超細技術未來的發(fā)展和霧化粉末加熱經(jīng)過各自的兩個放熱峰以后，在474℃處都出現(xiàn)了一個吸熱峰（Ⅲ峰和Ⅲ′峰）。474℃是MgZn2與α2Al的共晶反應溫度，在加熱到該溫度點MgZn2發(fā)生溶解。DSC結果中球磨粉末的Ⅲ峰比霧化粉末的Ⅲ′峰弱，是由于粉末在長時間球磨過程中，大部分MgZn2相已經(jīng)溶解于α2Al中，僅剩余少量的MgZn2存在，這與XRD結果吻合。

　　3討論

　　Al2Zn2Mg2Cu合金粉末經(jīng)過球磨變形后，微觀組織結構都發(fā)生了顯著變化。球磨過程中通過磨球與粉末之間的撞擊形式傳遞給粉末的機械能一部分以熱量的形式消耗，另有一部分能量儲留在變形粉末之中。

　　這些儲存能量以各種缺陷、微觀應變、晶粒細化等形式存在于晶體中。從熱力學角度看，材料的這種存在狀態(tài)是不穩(wěn)定的，通過熱處理賦予適合的動力學條件下，球磨粉末會向低能穩(wěn)定態(tài)轉變。這些轉變過程包括回復再結晶和脫溶等。

　　311回復過程中ΔH的來源

　　Al2Zn2Mg2Cu合金粉末經(jīng)過球磨形變以后的DSC圖中的第一個放熱峰出現(xiàn)在137～244℃。將球磨粉末在180℃放熱峰峰值溫度真空退火1h后，發(fā)現(xiàn)微觀應力明顯降低，同時平均晶粒尺寸只有稍微增大。

　　這說明在137～244℃溫度區(qū)間粉末在球磨過程中產(chǎn)生的缺陷發(fā)生了回復，同時伴隨有晶粒的少許長大。

　　計算得到的回復過程中釋放的焓ΔH=543J/mol，不僅遠遠大于不經(jīng)過球磨的霧化粉末在受熱后發(fā)生的回復所釋放的熱量；而且也高于液氮球磨純Al和Al2Mg合金的回復釋放熱量值70J/mol和450J/mol。

　　球磨的Al2Zn2Mg2Cu合金粉末DSC的回復過程中釋放的焓的來源可能來自于不同途徑，包括晶粒的長大、聚集位錯的減少、孿晶、點缺陷和非平衡晶界等。

　　球磨粉末在加熱過程中晶粒會發(fā)生長大。晶粒粗化產(chǎn)生的放熱可能是ΔH增加的原因之一。假設粉體為球形，且晶界厚度為1nm，那么晶粒長大過程中的焓變可以用以下公式計算：ΔHgg=cγ（1d-1d0）（2）式中，γ為晶界能，d0為初始晶粒尺寸，d為晶粒長大后的尺寸，c為與樣品的質量W和密度D有關的常數(shù)，c=115W/D。取值合金粉末密度D=218g/cm3，Al2Zn2Mg2Cu球磨粉末的晶界能γ=013J/m2，當晶粒尺寸從45nm（室溫）長大到48nm（180℃），由（2）式可以計算得到球磨粉末因此釋放的焓變ΔHgg僅為7J/mol.

　　這個值相比粉末的整體焓變很小，所以回復過程中的焓變并不主要是由于晶粒粗化的結果。

　　回復過程中的焓變還可能是來自于粉末球磨變形過程中產(chǎn)生的晶格畸變，位錯重排、減少和湮滅。球磨導致的粉末塑性變形能夠提高位錯密度。位錯存儲的能量與位錯密度ρ存在線性關系：ED=ρEdis=ρ[Gb2f（ν）4πl(wèi)n（αR2b）]（3）式中，ED為材料中位錯的總應變能，Edis為單位長度位錯的應變能，G為剪切模量，b為泊氏矢量，泊松比函數(shù)f（ν）=（1-ν/2）/（1-ν），R為位錯之間的距離，α為接近1的核心能量因子。

　　對于液氮球磨Al合金材料，位錯密度ρ可以取為5×1016/m2，G=25GPa，b=01386nm，ν=013，R=ρ-015，α=1.那么計算可以得到球磨后合金粉末中的位錯的總應變能ED大約為200J/mol，數(shù)值相當于粉末的整體焓變（543J/mol）的40.說明球磨粉末在加熱過程中由于位錯聚集的減少產(chǎn)生的焓變只是回復過程的一部分。

　　一般來說，對于層錯能高的Al合金材料，形變的主要機制是滑移，但是在液氮球磨的低溫和高形變速率條件下，粉末中也出現(xiàn)了孿晶。孿晶的出現(xiàn)在Al和Al2Mg合金的高能球磨粉末的其他研究。變形孿晶在加熱條件下也會釋放存儲在孿晶界內的能量：Ed2twin=2VFd（4）其中，Ed2twin為存儲在孿晶界內的能量；V為孿晶的體積分數(shù)；F為單位面積孿晶的能量，取值為層錯能的一半；d為孿晶的平均寬度；2指的是每個孿晶包含的兩個孿晶面。若取V為5，F(xiàn)為85mJ/m2，d為10nm，那么由于孿晶所提供的能量約為10J/mol.

　　材料在嚴重塑性變形的同時會引入大量的空位和間隙等點缺陷，每一個點缺陷則含有幾個eV的能量。

　　文獻顯示在-70℃時，液氮球磨的純Al材料就會發(fā)生點缺陷的回復，那么在本試驗的熱處理回復過程中，這些點缺陷的消失會更加活躍，伴隨的相應能量的釋放也將是低溫峰放熱量的一部分。除此以外，試驗中球磨粉末回復過程中釋放的熱量還會來自于非平衡態(tài)晶界和第二相脫溶。但是目前這些都尚缺乏定量的計算。

　　312回復再結晶激活能的計算

　　納米晶合金粉末處于一種熱力學亞穩(wěn)定狀態(tài)，其穩(wěn)定化結構轉變往往需要克服一定的激活能，因此從動力學角度研究粉末的熱穩(wěn)定性是必要的。Kissin2ger和Chen與Spaepen曾分別利用DSC分析，通過測量材料在退火過程中隨著升溫速度的變化來推斷材料變化過程的表觀激活能Q：lnα=-QkBTP C（5）式中，Boltzmann常數(shù)kB取11381×10-23J/℃，Tp為峰值溫度，C為常數(shù)。而α=BT2P或α=BTP，其中B為DSC升溫速度（℃/min）。結果顯示，低溫放熱峰的表觀激活能為0140～0144eV（38～42kJ/mol），高溫放熱峰的表觀激活能為1192～1199eV（186～192kJ/mol）。

　　一般來說塑性變形后材料的應力釋放過程是受到晶界自擴散控制的。但是計算結果顯示球磨粉末的回復過程的激活能遠遠低于Al的晶界自擴散激活能（84kJ/mol）和Zn等合金元素在Al中的擴散激活能。

　　造成激活能降低的原因有兩個，一方面是由于大的微觀應變能夠減小回復激活能，另一方面在回復的同時第二相脫溶的發(fā)生也會減小回復激活能。

　　球磨Al2Zn2Mg2Cu合金粉末在436℃發(fā)生了再結晶，釋放了大量的熱量，對應于DSC圖中第Ⅱ峰位置。

　　可是計算得到的激活能Q值比普通多晶Al2Zn合金的擴散激活能Q值大得多。根據(jù)應變誘發(fā)晶界遷移（SIBM）形核機制，由于形變不均勻，導致原來的大角晶界兩側局部可能產(chǎn)生儲存能大小和位錯密度的差異，使得位錯密度低的晶粒通過晶界的弓彎突起長入相鄰位錯密度高的晶粒中，形成無應變硬化的舌狀物完成再結晶形核。分析再結晶過程的動力學認為，在再結晶形核推進過程中吉布斯自由能的變化ΔG為：ΔG=（2γbL-E）dV（6）其中，γb為晶界能，E為晶界兩側單位體積的存儲能差，L為發(fā)生再結晶形核弓彎處的晶界長度，dV為再結晶形核的增加體積。顯然，完成再結晶形核的必要條件是ΔG≤0，而且ΔG越負，再結晶形核的動力越大。那么發(fā)生再結晶形核弓彎處的晶界長度L越大就會越有利于再結晶形核，反之則會抑制。

　　從Al2Zn2Mg2Cu合金球磨前后晶粒尺寸考慮，對于普通粗晶變形合金，由于晶粒尺寸比較大，晶界上釘扎粒子間的距離小于三叉晶界交匯點距離，再結晶的形核是通過晶界上釘扎粒子間晶界的弓彎完成的。但是對于球磨Al2Zn2Mg2Cu合金的納米晶結構，隨著晶粒結構的細化，三叉晶界交匯點距離變小，直到小于晶界粒子的釘扎距離。這樣，球磨粉末的再結晶的形核必須通過在三叉晶界交匯點間的晶界上產(chǎn)生弓彎來完成。這樣，在相同數(shù)目的晶界釘扎粒子情況下，晶粒的細化能夠減小再結晶形核弓彎處的晶界長度L，從而降低了再結晶形核的驅動力，提高了激活能。

　　在球磨過程中生成的細小Al2O3粒子也會抑制再結晶的發(fā)生。由于這些粒子是在球磨過程中通過氧原子與粉體材料原位生成的，粒子與基體界面共格，在形變時位錯可以由基體直接穿過它們而不必繞過，所以在粒子附近不會出現(xiàn)很大的位向梯度。另外，這些細小彌散的共格粒子使變形時不易形成明顯的位錯胞結構，使多邊形化困難。所以這些細小的共格粒子會通過抑制再結晶形核達到阻止再結晶出現(xiàn)的效果。

　　在回復過程中脫溶析出的第二相粒子同樣會抑制再結晶進程。超飽和固溶體在形變和退火處理過程中，脫溶和再結晶兩個過程也會發(fā)生相互競爭和相互影響。再結晶程度取決于兩者瞬時的平衡。形變引入的點陣畸變促使了脫溶和再結晶形核，而脫溶析出第二相粒子反過來又影響再結晶形核和釘扎晶界從而延緩再結晶。同時納米晶材料中第二相粒子，以及溶質原子或雜質原子在晶界的聚集能夠使晶界能降低，客觀上起到釘扎晶界的作用，使晶界擴散遷移變得困難，再結晶晶粒的異常長大得到控制。

　　4結論

　　利用液氮球磨技術制備了納米晶Al210Zn23Mg2118Cu（wt）合金粉末。研究表明，液氮球磨10h后粉末晶粒尺寸達到45nm.微觀應變隨著球磨的進行逐漸增大。球磨過程中MgZn2和CuAl2相逐漸消失，合金元素超飽和固溶于α2Al之中。球磨粉末熱處理過程中發(fā)生了回復再結晶。球磨產(chǎn)生的大量微觀應變和熱處理時第二相的脫溶都降低了回復激活能，使回復溫度下降。包括晶粒的長大、聚集位錯的減少、孿晶、點缺陷和非平衡晶界等因素導致回復放熱量增加。粉末晶粒的細化、細小Al2O3粒子的生成和第二相的脫溶析出則抑制了再結晶過程，使再結晶溫度升高。納米晶粒在436℃（0177Tm）發(fā)生異常長大，合金粉末經(jīng)過球磨后具備了較高的熱穩(wěn)定性。