鎂合金高溫動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和超塑形變時(shí)的微觀織構(gòu)

鎂合金高溫動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和超塑形變時(shí)的微觀織構(gòu)

由于結(jié)構(gòu)密度的密排，鎂和金的室溫塑性很差，這極大地限制了其使用?？梢哉{(diào)整初紡結(jié)構(gòu)。新的形變機(jī)制,如柱滑移,C軸壓縮孿晶及柏氏矢量為a+c的棱面滑移.但是,即使如此也難以大幅度提高其塑性,因?yàn)椴煌葡蹬R界分切應(yīng)力值的巨大差異難以造成多種滑移系的同時(shí)開動(dòng).可通過兩種方式提高鎂合金的塑性變形能力.一是提高形變溫度使新滑移系開動(dòng),如柱面、棱面滑移,從而提高獨(dú)立滑移系的數(shù)目.因?yàn)椴煌葡档呐R界分切應(yīng)力隨溫度的變化不同,柱面、棱面滑移的臨界分切應(yīng)力隨溫度的升高明顯下降;而基面滑移的臨界分切應(yīng)力幾乎不隨溫度改變;二是通過動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及超塑性.一般認(rèn)為鎂合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以連續(xù)的方式進(jìn)行,即新晶粒由亞晶逐漸轉(zhuǎn)動(dòng)到形成大角晶界而成.超塑形變的機(jī)制有多種,可以是晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)、晶界滑動(dòng)或純晶界擴(kuò)散(蠕變).一般后兩種機(jī)制不太可能導(dǎo)致晶粒的擇優(yōu)取向.目前對(duì)于鎂合金高溫形變過程晶粒內(nèi)部形變機(jī)制及織構(gòu)的研究還很不夠,例如,隨著溫度的提高,新滑移系如何產(chǎn)生、伴隨怎樣的織構(gòu)變化等.熱加工時(shí)織構(gòu)的形成一般是形變所致,織構(gòu)的類型在一定程度上反映不同的形變機(jī)制.在對(duì)低溫下初始織構(gòu)與形變機(jī)制的關(guān)系以及高溫下初始織構(gòu)對(duì)再結(jié)晶織構(gòu)的影響研究的基礎(chǔ)上,本文通過對(duì)鎂合金織構(gòu)的測(cè)定和組織觀察,研究高溫下其晶粒的形變機(jī)制.1實(shí)驗(yàn)和熱變形實(shí)驗(yàn)從直徑為34mm和20mm的鎂合金熱擠壓棒上分別截取不同方位的樣品(尺寸為15mm×10mm×6mm)以獲取不同的初始織構(gòu),分別記作XZ和XY.直徑為34mm的熱擠壓棒退火后得到不均勻的粗晶組織,平均晶粒尺寸34μm,個(gè)別晶粒達(dá)500μm;而直徑為20mm的熱擠壓棒的原始組織為平均尺寸～5μm的小等軸晶加部分粗大長(zhǎng)條形變晶粒(沿?cái)D壓軸伸長(zhǎng)),未經(jīng)退火處理,其中長(zhǎng)條形變晶粒約占13%.熱形變實(shí)驗(yàn)在Zwick-1860型試驗(yàn)機(jī)上完成.使用ChannelDie模具以獲得理想平面應(yīng)變壓縮狀態(tài)(ε22≈0).使用MoS2膏減小樣品與模具間的摩擦.實(shí)驗(yàn)溫度為266和340℃,應(yīng)變速率為0.01/s.在形變后10s內(nèi)將樣品與模具一同淬入水中以盡量抑制可能發(fā)生的靜態(tài)再結(jié)晶.X射線織構(gòu)的測(cè)定部位在樣品厚度的1/4～1/3處.使用Autex-Ⅲ織構(gòu)儀,由實(shí)測(cè)的6張不完整極圖計(jì)算取向分布函數(shù)ODF.因六方結(jié)構(gòu)的六次對(duì)稱性,選φ2=0°,30°兩個(gè)截面表示取向分布.使用AC-2電解液進(jìn)行電解拋光,在光學(xué)鏡與LEO-1450掃描電鏡下進(jìn)行組織觀測(cè),使用丹麥HKL公司的Channel4背散射電子衍射(EBSD)技術(shù)分析單個(gè)晶粒的取向或取向成像.2變形晶粒與變形晶粒的取向及其變形機(jī)制由圖1可見,XZ樣品中大多數(shù)晶粒的基面{0001}繞RD(軋向)以不同角度向ND(法向)傾斜(圖1a),XY樣品中大多數(shù)晶粒的基面繞TD(橫向)以不同角度向ND傾斜(圖1b),ODF中典型織構(gòu)組分的位置和密勒-布拉菲指數(shù)在圖lc中給出.圖2表明,大應(yīng)變后兩種樣品中都有一定數(shù)量的形變長(zhǎng)條晶粒,說明在此溫度下這些晶粒內(nèi)有足夠的獨(dú)立滑移系,可以均勻變形,否則難以實(shí)現(xiàn)這么大的局部形變.由鎂合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線可知,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變只有5%～15%,在形變過程中新晶粒的尺寸不變,顯示出超塑形變的特征.但即使在340℃應(yīng)變100%也不能得到完全的再結(jié)晶組織(圖2c),說明未再結(jié)晶晶粒內(nèi)形變較均勻且獨(dú)立滑移系較多,晶粒比較穩(wěn)定.圖3給出了兩種樣品在266℃,340℃下不同變形量時(shí)的宏觀織構(gòu).隨著形變量的加大(即再結(jié)晶量的提高),在XZ樣中繞軋向轉(zhuǎn)動(dòng)的柱面取向(0,60,0)的形變晶粒逐漸減少(柱面取向?yàn)?0,90,0),即基面垂直于側(cè)向TD),基面取向(φ1,0,0)的再結(jié)晶晶粒增多(圖3a,b).基面織構(gòu)強(qiáng)度不斷提高,說明再結(jié)晶晶粒內(nèi)部仍進(jìn)行著滑移形變,如果按純超塑形變的晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)或晶界滑動(dòng)(在此應(yīng)變速率下不太可能出現(xiàn)擴(kuò)散型蠕變),晶粒的取向不應(yīng)出現(xiàn)擇優(yōu)分布.在340℃大應(yīng)變下的取向表明,新晶粒的取向并非真正的基面取向(圖3d).隨著形變量的加大,XY樣品再結(jié)晶量增多,雖然沒有新織構(gòu)的出現(xiàn),但其基面織構(gòu)增強(qiáng)(圖3e～h),因?yàn)樾巫兙Я５娜∠蛞彩腔婵棙?gòu)取向.初始織構(gòu)不同,形變機(jī)制也有差異.雖然在高溫下兩類樣品中新晶粒的取向都逐漸轉(zhuǎn)向基面織構(gòu)取向附近,但并非完全相同,說明動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)形變機(jī)制仍明顯地發(fā)生在小晶粒內(nèi).由于宏觀織構(gòu)是細(xì)小的再結(jié)晶等軸晶和粗大長(zhǎng)條形變晶粒共同作用的結(jié)果,長(zhǎng)條形變晶粒的取向及可能伴隨的形變機(jī)制難以直接從宏觀織構(gòu)中清楚看出.圖4表明,兩種樣品中形變長(zhǎng)條晶粒的取向不同.XZ樣中形變長(zhǎng)條晶粒的取向?yàn)槔@軋向轉(zhuǎn)動(dòng)不同角度的柱面織構(gòu)取向,即基面平行于軋向并與法向成不同角度(圖4a).它等同于宏觀織構(gòu)中轉(zhuǎn)動(dòng)的原始柱面取向(見圖3a～c中(0,30～90,0)的位置),晶粒內(nèi)平行于軋向(RD)的方向是,應(yīng)與低溫下的形變機(jī)制相同,即為雙柱面滑移及棱面或基面滑移共同作用的結(jié)果,這時(shí)應(yīng)該有足夠的獨(dú)立滑移系以實(shí)現(xiàn)單個(gè)晶粒大的塑性變形.而XY樣中長(zhǎng)條晶粒的取向與宏觀織構(gòu)相同,即該樣品中再結(jié)晶晶粒的取向與形變長(zhǎng)條晶粒的取向相同,為基面平行于軋面,但晶粒中平行于軋向的晶向不太相同(圖4b),與低溫織構(gòu)演變規(guī)律相同.但低溫下的形變機(jī)制為基面滑移及C軸壓縮孿生,由于不能提供協(xié)調(diào)任意方式形變所需的5個(gè)獨(dú)立滑移系,所以在低溫下晶粒不能均勻塑性變形,內(nèi)部產(chǎn)生大量切變帶直至沿切變帶形成裂紋并斷裂.而高溫下長(zhǎng)條晶粒的形狀說明晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了均勻變形,有足夠的獨(dú)立滑移系.此時(shí)基面取向的晶粒對(duì)于棱面滑移有高的取向因子(或Schmid因子),又因高溫下棱面滑移的臨界分切應(yīng)力已下降到與基面滑移對(duì)應(yīng)的臨界分切應(yīng)力相近的數(shù)量級(jí),因而可以推斷,長(zhǎng)條形變晶粒良好的塑變能力是棱面滑移造成的.這說明在不同溫度下相同的取向可能伴隨不同的形變機(jī)制.從圖5可以看出微區(qū)內(nèi)形變晶粒與再結(jié)晶晶粒的取向分布特點(diǎn).圖5a中灰色區(qū)域?yàn)榛婵棙?gòu)的取向(偏差45°以內(nèi)),黑粗線為15°以上取向差的大角晶界,黑細(xì)線為10°取向差的亞晶界,灰色細(xì)線為5°取向差的亞晶界.可見,形變長(zhǎng)條晶粒都是基面取向晶粒,而細(xì)小等軸的再結(jié)晶晶粒的取向主要為基面取向,也有一些為轉(zhuǎn)動(dòng)的基面取向.可以推測(cè),形變時(shí)亞晶粒取向必須偏轉(zhuǎn)到與基面取向的形變晶粒成大角晶界或大取向差時(shí)才能構(gòu)成真正的再結(jié)晶新晶粒,它們只能具有轉(zhuǎn)動(dòng)的基面取向.隨著形變的進(jìn)行,一部分再結(jié)晶晶粒因形變逐漸轉(zhuǎn)到基面取向,同時(shí)又產(chǎn)生一些轉(zhuǎn)動(dòng)的基面取向新晶粒,所以宏觀織構(gòu)不變或逐漸增強(qiáng).正由于形變機(jī)制的作用,新晶粒總趨向于處在基面織構(gòu)取向,而不是輕易地轉(zhuǎn)到其它取向.由于六方結(jié)構(gòu)的六次對(duì)稱性的限制,形成的(0001)線織構(gòu)總對(duì)應(yīng)較多的小角晶界(見圖5d的取向差分布),因?yàn)閮蓚€(gè)理想的(0001)晶粒間最大的取向差是30°,轉(zhuǎn)角為<0001>(圖5d,e的峰值).菊池帶襯度(即菊池帶質(zhì)量)分布表明,形變長(zhǎng)條晶粒內(nèi)的菊池帶質(zhì)量較高(淺色),對(duì)應(yīng)的位錯(cuò)密度較低(圖5b).圖6給出了熱擠壓鎂合金棒(～300℃,擠壓比90:20)的組織形貌、宏觀織構(gòu)和EBSD法測(cè)出的長(zhǎng)條形變晶粒的取向,可以看出,熱擠壓后樣品的大部分區(qū)域發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,但仍有少量形變長(zhǎng)條晶粒(圖6a),定量金相法定出長(zhǎng)條晶粒占13%.熱擠壓后形成強(qiáng)烈的壓縮軸的線織構(gòu)(圖6b),即基面平行于擠壓軸,細(xì)小的再結(jié)晶晶粒的取向也主要為該取向.這表明,在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶或超塑形變過程中,新晶粒內(nèi)部仍進(jìn)行著形變,使晶粒轉(zhuǎn)到穩(wěn)定的取向上.長(zhǎng)條形變晶粒的取向也是基面平行于擠壓軸(圖6c極圖中的X方向).因擠壓等效于軸對(duì)稱的壓應(yīng)力加上軸向的拉應(yīng)力,柱面滑移應(yīng)該是主要的形變機(jī)制,棱面滑移也起一定作用,否則沒有足夠的獨(dú)立滑移系.但此時(shí)難以像平面應(yīng)變壓縮那樣容易確定棱面滑移的作用,此例還說明,熱擠壓時(shí)晶粒內(nèi)部發(fā)生了與XZ樣相似的形變機(jī)制.3加工后晶粒取向的確定在高溫形變的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和超塑形變過程中,鎂合金晶粒內(nèi)部的滑移機(jī)制起重要的作用,表現(xiàn)為再結(jié)晶晶粒的取向出現(xiàn)擇優(yōu)分布以及少量形變長(zhǎng)條狀晶粒的存在