難熔金屬W因其具有高熔點、良好的化學穩定性和優異的高溫強度等特點，在航空航天、醫療器械、國防軍工等諸多領域都具有不可替代的作用[1,2,3,4,5]。近年來國家受控熱核聚變工業的蓬勃發展，對極端環境下材料的服役性能提出了更高的要求，W作為最具發展前景的面向等離子體材料[6,7]而頗受關注。研究[8,9,10,11,12]表明，超細晶W具有優良的綜合力學性能，其組織晶粒細小、韌脆轉變溫度低、強韌性好，其制備工藝也是目前W材料研究領域的熱點之一。

高壓扭轉法(high pressure tortion，HPT)作為制備超細晶材料的典型大塑性變形工藝，通過施加軸向高靜水壓力和切向劇烈剪切變形，在較低的變形溫度下使組織發生明顯細化，材料性能顯著提升[13,14,15,16,17,18]。目前對于純W高壓扭轉工藝的探索，美國和俄羅斯學者的研究較為領先。Wei等[9]采用高壓扭轉工藝在500 ℃下成功制備出超高強納米晶W，準靜態壓縮強度和動態壓縮強度分別達到約3和4 GPa，變形后獲得寬度約為100 nm的長軸狀組織，晶界以高能大角度非平衡晶界為主。Ganeev等[19]對工業純W進行了900 ℃等通道轉角擠壓(ECAP)與450 ℃ HPT復合工藝實驗，結果表明，HPT變形后，晶粒尺寸由70 μm的粗晶W細化至700 nm的超細晶W，非平衡晶界附近聚集大量位錯結構，經過HPT和ECAP復合變形的試樣顯微硬度由5.6 GPa提高至9.7 GPa。國內Zhang等[20,21]探討了不同溫度下HPT純W微觀結構和力熱性能變化，發現經過HPT 450 ℃變形后，獲得晶界清晰的均勻等軸狀組織，晶粒尺寸約為150 nm，大角度晶界比例占92%以上，顯微硬度達到900 HV。本文作者前期工作[22]采用HPT工藝在440 ℃下將純W粉末制備成納米級塊體材料，試樣邊緣處最大硬度超過1200 HV，變形后韌性明顯提高。

總體而言，目前關于純W HPT工藝的報道較少，且側重于晶粒細化及性能提升規律的探索[18,19,20,21,22,23]，尚需對其微觀組織演化過程作深入而系統的研究。本工作利用多種技術手段觀察分析了純W HPT組織形貌和晶界演化過程，并討論了HPT過程中不同等效應變條件下晶粒變形方式。

實驗原材料選用純度99.9%、相對密度97.3%的工業純W，平均晶粒尺寸為65.5 μm。實驗在RZU200HF高壓扭轉專用液壓機上進行，實驗前將直徑10 mm×2 mm的初始W圓片緊密配合在304不銹鋼包套中，其內外徑分別為10和16 mm。坯料和模具分別加熱至550和350 ℃，當坯料與上壓砧接觸并達到預設壓力1.5 GPa后，下壓砧以1 r/min角速度開始旋轉，在扭轉過程中保持壓力示數恒定，分別扭轉1、2、5圈，實驗簡易工藝原理和制得試樣如圖1所示。

將變形后的試樣表面用砂紙逐級打磨至1000號后在室溫下進行電解拋光處理，電解液為10%NaOH水溶液，槽頭電壓6 V，拋光時間5 min，結束后將試樣在JSM-7001F型場發射掃描電鏡(SEM)上進行電子背散射衍射(EBSD)測試。測試過程中設備加載電壓為20 kV，原始試樣和變形后試樣的掃描步長分別為1和0.05 μm。在變形后的試樣中以距離圓心3 mm處為圓心切割出3 mm的圓片，然后將其用砂紙打磨至厚度為50~100 μm，最后將打磨后的試樣進行離子減薄后在Tecnai G2F20透射電鏡(TEM)上進行測試，測試電壓200 kV，點分辨率為0.24 nm。

圖2給出了純W在不同扭轉圈數下HPT變形試樣中晶粒與晶界顯微組織的TEM像。由圖可知，經過1圈高壓扭轉變形后，晶粒內部存在大量位錯結構，形成明顯位錯線和位錯墻。圖2a插圖中選區電子衍射(SAED)花樣為斑點狀，說明區域內存在細小晶粒但數量很少，組織內多為亞晶或位錯胞結構。圖2b中部分區域較為模糊，且出現明暗相間的條紋結構，分析認為這是非平衡晶界的特征，說明此處受位錯影響較大，產生很強的晶格畸變，并具有較高能量，但這種結構在組織內并不多見。

從圖2c能明顯觀察到剪切變形的痕跡，這與文獻[24]描述的剪切變形后的方向性是相對應的，形成狹長晶粒，這些晶粒在位錯滑移作用下進一步剪切變形時會繼續細化為超細晶，圖2c插圖中衍射斑較為復雜，說明剪切帶內的晶粒取向差較大。圖2d中模糊的晶界結構增多，同時多處出現扭曲應力條紋，同樣是非平衡晶界的特征。且具有非平衡晶界的晶粒內部較為干凈，位錯結構較少，說明這些晶?；騺喚炔康奈诲e被晶界吸收，加上應力屏蔽作用使晶粒位錯密度降低，這種情況主要存在于細小的晶粒中。圖2e中大量晶粒尺寸在100~200 nm之間，同時區域內組織均勻性較好。圖2e插圖中SAED花樣為衍射環結構，說明試樣內部晶粒顯著細化。圖2f可以更清楚地觀察到細小的等軸狀晶粒和非平衡晶界結構，大部分晶粒內部干凈而僅有少量位錯結構，晶界呈彎曲狀，晶格畸變增大。

圖3為純W在不同扭轉圈數下HPT變形前后掃描區域的晶界取向差分布的EBSD像。由圖3a可知，初始組織中以2º<θ<5º (θ為取向差角)的小角度晶界為主，且晶界分布呈彌散無序狀態。經高壓扭轉變形后(圖3b)，組織內2º<θ<5º晶界大幅度減少，少量集中分布，而大角度晶界顯著增多，可以明顯觀察到小角度晶界向大角度晶界轉化的過程。當扭轉圈數增大至2圈時(圖3c)，由于晶粒進一步細化，晶界面積增大，大角度晶界比例進一步增多，且小角度晶界多聚集在一起。當扭轉圈數增至5圈時(圖3d)，組織內晶界角度分布發生改變，大角度晶界占較大比例，小角度晶界減少且均勻分布在區域內，部分尺寸較小的晶粒內部無小角度晶界。

純W在不同扭轉圈數下HPT變形后晶界形貌的TEM和HRTEM分析如圖4所示。根據圖4a插圖中Fourier變換標定結果可知，圖中幾乎只能觀察到一套衍射斑點，說明此處晶界兩側取向差很小，A、B為2個亞晶粒。從圖4c可以發現，在亞晶粒內部有大量位錯結構，部分晶面扭曲產生晶格畸變，說明在HPT變形1圈時，組織內引入大量缺陷，位錯密度增大，晶界能量提高，宏觀上表現為材料強度增大。從圖4f中可以看出，扭轉2圈時晶界附近的晶格條紋扭曲更為劇烈，仍然存在位錯環結構和較大的晶格畸變，且比扭轉1圈時更靠近晶界處，分析認為該小角度晶界除了存在組成晶界所必需的幾何必需位錯外，還有統計儲存位錯[25]，導致此處晶界的晶格畸變更大，晶界能量更高，為非平衡小角度晶界。觀察變形5圈的晶界形貌(圖4g~i)可以發現，E、F 2個晶粒取向差為18.3°，為大角度晶界。在F晶粒內部原子排列整齊，基本無晶格缺陷，但在E晶粒一側晶面扭曲較為嚴重。在晶界上還能觀察到明顯的周期性等距Moiré條紋，晶界上的晶面干涉會產生劇烈的晶格畸變和大量晶體缺陷，使晶界具有更高的能量和短程有序的特征。且此處晶界彎曲明顯，晶界厚度較大(正常晶界厚度為0.5~1 nm，此處測量晶界厚度約為6.4 nm)，所以為典型的非平衡大角度晶界。

為方便后續分析討論，對不同扭轉圈數累積等效應變情況進行計算。在本工作模具結構和實驗參數條件下，高壓扭轉應變(ε)為[26]：

式中，N為扭轉圈數，r為扭轉半徑，h0為試樣的初始高度，h為試樣變形后的高度，φ為試樣的扭轉角度。計算結果如圖5所示，扭轉圈數為1、2、5圈時，純W試樣EBSD及TEM取樣位置處的等效應變分別約為3.5、4.5和5.5。

由前文可知，在高壓扭轉變形初期，材料中引入大量位錯結構，位錯密度上升，但是多存在于晶粒和亞晶內部。隨著等效應變增大，位錯墻和位錯胞結構增多，此時位錯仍多集中在晶粒內部，且具有一定方向性，主要沿扭轉變形滑移方向分布。當等效應變增大至5.5時，晶粒的位錯結構集中在晶界處，導致部分晶粒內部干凈無缺陷，分析認為其與HPT變形過程中發生連續動態再結晶有關[24]。

對不同圈數下HPT變形前后純W組織的晶界取向差分布進行統計，如圖6所示。由圖可知，原始組織中以θ<15º的小角度晶界為主，晶界平均取向差角僅為7.67º。經1圈高壓扭轉變形后，純W組織中大角度晶界(θ>15º)比例增加至45%，從圖6可以明顯看出小角度晶界向大角度晶界轉化的過程，這是因為純W組織在高壓扭轉過程中產生剪切破碎和晶粒轉動現象，晶內位錯結構發生纏結、重排以及在晶界處塞積，演化形成具有高能量晶界的細晶組織，所以大角度晶界比例提高；高壓扭轉變形2圈時，雖然其平均晶界取向差角比變形1圈時略有降低，但是大角度晶界數目有所增加，也從側面反映出晶粒細化程度進一步增大。2º<θ<5º小角度晶界比例略有上升，這主要是因為盡管大塑性變形過程中組織內小角度晶界向大角度晶界轉變，但同時在大剪切變形作用下，引入的缺陷進一步增多，位錯通過增殖、纏結等方式導致組織內部位錯密度增加，形成位錯胞進而轉變成亞晶和小角度晶界，從而引起2º<θ<5º的小角度晶界比例提高；經5圈HPT變形后，大角度晶界(θ>15º)比例增至62.1%，組織內以均勻分布的大角度晶界為主。說明大角度晶界轉化過程依然明顯，同時部分細小晶粒內部無小角度晶界，與高等效應變時組織內存在連續動態再結晶現象相對應。

高壓扭轉不同圈數下純W晶內和晶界的HRTEM像如圖7所示。對比圖7a和c可知，變形1圈時，晶粒A內部位錯較晶界附近更多，而晶界附近區域的晶面扭曲更為劇烈，同時位錯多以成對的位錯偶形式存在，即2個位錯距離相近但方向相反，且在圖7b中有明顯的間隙型位錯環(即在2條完整晶格條紋之間存在一條短條紋)，這些都是劇烈點陣畸變的表現，在大塑性變形條件下受到較高的局部應力所致。位錯偶和位錯環的引入，在一定程度上增加了儲存的彈性能，使晶界具有更高能量[27]。

由于位錯密度可以表示為穿過單位面積上的位錯線數目，所以通過圖7a~c對多個晶面上的位錯進行統計計算，得到A和B晶粒內及A、B亞晶粒交界處的位錯密度分別為2.83×1017、2.26×1017和2.05×1017m-2。可以推斷，經過1圈高壓扭轉后純W仍以晶內位錯滑移的變形方式為主，變形過程中當晶內的位錯發生纏結時，位錯與位錯之間發生反應形成位錯胞與位錯墻等亞結構，這些亞結構在后續變形過程中發生轉動而逐漸轉化為晶界。

當變形圈數為2圈(等效應變為4.5)時，如圖7d和e所示，晶內仍有大量的位錯分布，且間隙型位錯環結構增多，說明此時晶內受變形影響更為劇烈，同時在圖7中發現空位型位錯環(2條完整晶格條紋之間的一條中間失去一條短晶格條紋而斷開[26])，產生劇烈的晶格畸變。而圖7f中靠近晶界部分位錯明顯更多，且相比扭轉1圈時晶界上的位錯間距更小，數量增多，這也證實了此處存在大量的統計儲存位錯，晶界為非平衡狀態。統計位錯密度結果發現，C和D晶粒內及C、D交界處的位錯密度分別為4.16×1017、2.68×1017和3.33×1017m-2，相較于1圈時晶內和晶界處位錯密度均增大，但C、D交界處位錯密度明顯較晶粒D內大，說明位錯在晶界處的滑移作用增強，滑移方式有向晶界滑移轉變的趨勢。

變形圈數繼續增大為5圈(等效應變為5.5)后，如圖7g~i所示，晶粒內部位錯整體較少，晶粒F在觀測區域內沒有發現位錯結構，且離晶界越遠，晶格條紋越趨于平直，晶格畸變越??；而晶界附近存在著高密度的位錯，Moiré條紋處為獨立位錯，且呈周期性分布，約間隔一個晶面出現一個位錯，其它均為位錯偶結構。晶界存在劇烈的晶格畸變以及位錯環結構，說明其原子排布較為復雜，與普通大角度晶界不同，具有很高的能量。統計晶粒E內和E、F交界處的位錯密度分別為1.02×1017、3.47×1017m-2，此時晶內滑移已經不占據主導地位，晶粒的滑移方式已經轉變為晶界滑移。說明大塑性變形工藝可以有效提高成形極限，改善材料在低溫下的塑性。

針對E和F晶粒內部位錯情況不同，分析認為這可能與晶粒的變形行為有關。材料的位錯滑移平均自由程(d)可用下式進行計算[28]：

式中，K對于純金屬是常數，取K值為1；ρ為位錯密度，根據前期XRD結果[27]可得純W高壓扭轉5圈后平均位錯密度為3.82×1014m-2。代入計算可知，經過5圈高壓扭轉后晶內位錯滑移的平均自由程約為51 nm。對于晶粒F，由于晶粒尺寸與晶內位錯滑移平均自由程相近，變形過程中晶內很難產生位錯，由晶界上的位錯滑移作為其主要變形機理。晶粒E的晶粒尺寸接近200 nm，相對晶內位錯滑移行程較大，變形時晶內位錯滑移與晶界位錯滑移2種機理共存，因此晶粒E內部的位錯密度要高于晶粒F。

綜上分析，在純W高壓扭轉變形初期，由于晶粒尺寸較大，晶內位錯滑移行程較長，微觀變形方式以晶內位錯滑移為主。隨著等效應變增大，當純W晶粒被細化到一定程度后，部分晶粒變形方式開始向晶界滑移轉變，位錯塞積在晶界附近所產生的晶格畸變逐漸增大，應力場范圍擴大，達到一定程度后，晶界另一側的部分原子可能會發生重排，從而增大晶界厚度，并且可能由不同夾角晶面相互干渉產生Moiré條紋。此時晶界的形變儲存能和彈性應變能相比普通晶界大幅提升，形成非平衡晶界。

(1) 純W材料經高壓扭轉變形后，隨著扭轉圈數的增大，晶粒顯著細化，位錯密度增加，并且晶內位錯密度降低，晶界位錯密度上升，細化機理為連續動態再結晶。

(2) 純W材料經過高壓扭轉變形后，試樣中小角度晶界向大角度晶界轉化現象明顯，并且存在向非平衡態轉變的過程。

(3) 隨著扭轉圈數的增加，晶粒不斷細化，當晶粒尺寸細化至與位錯平均自由程相近時，晶粒變形方式由晶內滑移向晶界滑移轉變。