0.75KW摆线针轮减速机设计（全套含CAD及三维图纸）
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热轧 过程 对 结构和机械性能的影响 L. b*, J. b, R. b, b （ a 国家轻合金形成工程研究中心 ,上海交通大学 b 国家金属基复合材料重点实验室 ,上海交通大学） 摘要 ： 本文 对 观结构中原始晶粒 平均大小为 37此外， 扩散、 拉伸 、孪生导致位错的滑移， 滑移的方式由 初 始晶粒 取 向 、晶粒尺寸和轧制温度决定。 中晶粒细化的主要机制是 连续动态回复和再结晶， 1面的拉伸 以及沿 1（ 101移系孪生加速晶粒细化过程。 在 伸 和孪生与晶粒细化和织构随机化成正比。 在本研究中， 400 每道次下轧 50%条件下 钢件 比 在 300每道次下轧 30%条件下 有更好的 韧性 。因此，提 高轧制 高温度和增加 单 道 次下轧量 有利于 1 引言 镁板材 目前被应用到各种各样的测试之中。然而，在室温下由于基体和近基体织构沿轧向扩展，因此轧制镁合金通常呈现相对较低的延伸率和 较 差的塑性1。应用镁合金两个重要的要求是细化晶粒和 随机纹理 。在镁合金中织构的演变 受到应变 方式 和最初微观结构相互作用的影响 2， 镁合金板材中基体织构产生 与基体滑移活性有关 3。据了解 ,基体 纹 理来源于 (1012)扩展孪生 基础上 ,这样的 扩展孪生 是 基于 孪生 能调整 与 行的压应力，这些能够在试验 4、 5中得到证实。但是很难改变像 材的基体组织， 如果建立塑性变形模型 和轧制过程 参数 之间的相互关系，那么 基体组织的强度 可以减弱， 通过控制轧制过程 的参数 也 可 使晶粒尺寸减小 。 镁是通过滑移、孪生和边界滑移发生塑性变形。边界滑移适用于纳米材料 成型或者 超塑性变形，也同样适用于 的晶粒细化 7在基平面 上的位错滑移导致大形变的塑性变形，但是只有两个单独的基滑移系远少于 普通变形需要 的 5个单独 滑移系统。在镁 和镁合金 中孪生 产生附加 变形 即 101 101展孪生 和 101 101拉伸孪生 。为了防止位错滑移，菱方晶系 101 112 正交 晶系 101 112用于 来增加在基体晶系（ 0001）（ 112的滑移。对于在持续升温中轧制 除了基滑移和 扩展孪生 ， 容易产生 无 基体 的位错滑移和孪生方式 ，在 决于原始晶粒结构和轧制工艺过程。另外，持续动态回复再结晶是作为在镁合 金变形连续升温变形过程中晶粒细化和长大的一种现象 14这一点是来源于低能位错理论 16。然而，轧制过程，变形机制和微结构的演变之间的关系并不是很明确 。 图 (a)反极图 (b)极图 (c)满足基滑移系的 施密德因子 而 电子背散射 衍射技术 (有助于理解 热轧过程中的孪生演化、取向 偏差 、织构和晶粒结构 以及 变形机制对微结构演化的影响。这样开创了一种通过设计 合理 的 微结构轧制过程来 控制机械反应的可能性 。因此，本文旨在研究 中微结构演变应用 电子背散射 衍射技术 (以及微结构和机械性能的关系。 2 材料和实验 本实验中使用的是 金。热轧前，合金为 537K 温度下 下 横截面积为11010矩形棒 材 。图 1 所示 金热轧前的微结构，包括反极图（ 极图和 施 密得因子。结果表明最初的基体织构有 C 轴垂直于板材平面的， 极少有 C 轴平行于板平面的和原始挤压方向。 图 1(c)表明大部分区域的 施密德因子 值都小于 明晶粒取向不利于基体滑移。 基体 棒材 分别 在 573K 和 673K 下预热 时 ，然后在热轧钢厂 分 别 以 单轧30%和 50%将棒材热轧至 厚度 为 用内部电子加热器将 轧 轮温度控制在 473K 左右 。总的厚度减少量 分别大约在 65%和 75%。卷板再 次加热来保证可加工性 。轧制方向与所获得的棒材方向平行。轧制样本在每次轧制后都要马上用水淬。水淬后的样本用 450 扫描电子显微镜， 20带 子背散射 衍射技术 (析， 由于是 在 电子背散射 衍射技术(析 样品中 的 变形结构， 因此 在区域里有极低的指数特性、较多的位错反应和细晶孪生，但是结果仍然 表明 了 许多有用的信息。 3 结果和讨论 图 2 中显示了在不同的每次下 轧 量和轧制温度下晶粒尺寸分布。最初的挤出材料晶粒尺寸大小从 10等，平均晶粒尺寸为 图 2（ a）表明在 300和每 道 次下 轧 30%时，在轧制 前三次后晶粒结构就开始发生演变。在单次滚 轧 后，晶粒的平均尺寸急剧减小，主要的晶粒尺寸范围在 10化，但是相当大数量晶粒在 40化。第二次轧制后，晶粒更加均匀细化，平均晶粒尺寸为 三次轧制事实上导致 了 晶粒尺寸稍稍增加到 13 400下轧制也获得了相同 的结果。 图 2（ b）概括了 材在不同 道次下轧 和轧制温度下热轧时的平均晶粒尺寸大小，结果表明在 下轧量确定时，平均晶粒尺寸在400下要比 300 轧制要大一些；轧制温度确定时，在相同的总厚度前提下，增加每道次下轧 会使晶粒更加细化。 图 2： (a)1道次下轧 30%， 300热滚轧后 (b)在不同轧制过程中的平均晶粒尺寸大小，其中晶粒是根据位错角大于 15的晶粒边界来划分的。 图 3 给出了 金板材热轧前和热轧后的 拉应力 。图中应力应变曲线表明 金板材热轧后应 变减小，屈服应力增加，抗拉强度增加。轧制 是 韧性 发生了很大变化， 韧性 要比在更高温度和 较 大 道 次下轧量时大得多。 图 材热轧前后的应力 图 4 分别给出了 金板材在 300每道次下轧 30%和 400 每道次下轧30%和 50%条件 下的反极图。此时晶界为 15向偏差的大角度晶界和 2向偏差的小角度晶界，在 图 4 中大角度偏差晶界 是黑线，小角度偏差晶界为白线。 图 2 中计算出的晶粒尺寸大小用大角度偏差晶界来划分。 图 4（ a）表明尽管在 300每道次下轧 30%条件下 存在一些粗晶粒，微结构还是逐步在细化。细化的晶粒形成典型的链状结构，这是由于 在细化的区域中轧制时晶粒的积聚导致产生了连续动态再结晶。在 图 4（ b）和（ c）能够观察到 400 每道次下轧 30%和 50%条件下加工后 粗晶 粗大 。 图 4（ c），在粗晶内部有大量的小偏差晶界，这与位错的滑移和相互作用所产生的结果类似 ，这样可能导致在连续动态回复和再结晶方式下大角度境界偏差和晶粒细化。这与 图 2（ b）所得数据吻合，即较大的平均晶粒尺寸在 400 每道次下轧 50%条件 下 第一 道 次轧制后获得，但是最细的晶粒尺寸 在相同条件下第二 道 次轧制下获得。 图 4 也给出了热轧过程中 发生孪生的 位置 ，由于 分辨率较低 很难确定孪生的模式 。 图 4（ c）中所标定的微结构区域所示为电子被反射 衍射技术 ( 结果在 图 5 中给出。 图 4.(a) 在 300每道次下轧 30%后 金板材的反极图 (b) 在 400每道次下轧 30%后 金板材的反极图 (c) 在 400 每道次下轧 50%后 金板材的反极图 图 5（ a）和（ b）给出了点阵取向反极图和确定的孪生边界粒子形状图。图中可以看到 粒子 1、 2、 3 中孪生 的晶粒 ，在晶粒 1 中孪生的形式为 101 1展孪生 ，由孪生边界定理可知， 2、 3 晶粒孪生方式为 1101向孪生 。2、 3 晶粒由于 双向孪生 被分开，结果原始晶粒被细化成 3更细的粒子。结果表明，孪生过程中，尤其是 拉伸 和 双向孪生 ，加速晶粒细化过程。孪生 现象 可解释如下，孪生后有更多的孪生边界 产生 ，这些边界在变形过程中是位错滑移的障碍。孪生边界位错密度和取向偏差增加，在大的应变下，大角度晶界取向偏差就会发生，从而 使 晶粒细化。正如 汉弗莱斯 所述，不用考虑粒子形核机制的影响，动态再结晶主要来源于大角度晶界。但是晶粒形核和长大 是由于二次晶粒变形 和大角度晶界偏差细 化晶粒的连续动态再结晶机制作用下产生的。 图 00 每道次下轧 50%条件加工后 (a)母相和孪生的反极图和晶格取向 (b)晶粒形状，孪生边界， 扩展孪生 边界 (86 5)用红线标记， 拉伸 孪生 边界 (56 5)用绿线标记。 双向孪生 边界 (38 5)用蓝线标记 (对于在图例中颜色参考文献的解释，读者可参考本文的网络版本 ) 图 6表明， 00每道次下轧 30%条件下 三次轧制和在 400每道次下轧 50%条件下 两次轧制后细化的孪生晶界晶粒形状图。 图 6（ b）中的晶粒尺寸要比 图 6（ a）和（ c）中的都要大，表明晶粒在大下轧量和较低温度下加工得到更加细化的晶粒。事实上，小尺寸晶粒之所以能够在大的下轧量 得到 ，其原因是塑性变形所储存的能量比较高从而形核 需要有更大的驱动力和更细小的晶粒 。在低温下，软化 速 率变慢，从而产生加工硬化和更大的形核驱动力，但是这里晶粒长大也变慢。 此外，在 图 6的大晶粒中可以看到 拉伸孪生 ，孪生和 扩展孪生 ， 拉伸孪生 和孪生比 扩展孪生 要占更大的体积分数， 尤其是在高温轧制中 扩展孪生 更少。 图 6同样表明，孪生的方式由晶粒尺寸 大小 决定。在母相晶粒中晶粒尺寸超 过 20然而，在 图 6（ c）在小晶粒尺寸中几乎没有发现超过 20 正如在 图 1所示， 外，大部分晶粒的 样就不利于在 晶粒 中 产生 扩展孪生 。但是，基本 滑移仍 然是主要的塑性变形方式，这 取决于 于临界最低切应力。而且 拉伸孪生 很有可能是 粒子 的 缩 而产生 。在 图 1（ a）中 ，蓝色和绿色 粒子中的 101 向 扩展孪生 容易发生。一般 扩展孪生 将会由最初的角度转到 86，而且母 相 粒 子 会被 扩展孪生 所 取代 ， 这是由于孪生的长大的速度很快。由于新粒子的方向，在 扩展孪生 后的新孪生中只有在基平面上和 拉伸孪生 发生 位错滑移。在 1伸孪生 中，孪生粒子与母粒子存在 56的偏差定位，收缩要比 扩展孪生 更 细更 长，因此，孪生很难长大。然而，新的粒子取向更有利于扩展孪生 和 扩展孪生 后基本滑移系的位错滑移。因此，在镁合金中 101展孪生 总是紧随 1伸孪生 之后产生，即， 1101生。母相粒 子相比孪生中存在接近 38的偏差。结果，正如 图 6所示， 伸孪生 有更多的 双向 孪生。 图 (a)三 道 次在 300下轧制 后 (b)三 道 次在 400每道次下轧 30%条件下 轧制 后 (c)两 道 次在 400每道次下轧 50%条件下轧制 后 。图 6和图 5的孪生边界相同 图 伸 和双向孪生 的体积分数 如 图 7所示，孪生方式也取决于轧制温度。 图 7（ c）所示热轧后 生和 拉伸孪生 的体积分数，发现在 400每道次 下轧 30%的三次加工下 双向孪生和 拉伸孪生 的体积分数最大，然而在 300相同 每道次下轧 三次加工的体积分数最小。结果表明 拉伸孪生 和 双向 孪生在高温轧制下更容易产生，这一点是由于与基本位错滑移相比高温下的 拉伸孪生 和 双向 孪生临界最低切应力与无基本位错滑移的临界最低切应力相同 。另一方面， 101伸 和 101101向孪生由基本位置重新定位到 56和 38，因此， 伸孪生 和孪生的产生导致基本织构的弱化。 图 8是 0001）极图，与 300相比 400 有更宽 的极点分布 ，基体织构 相对 弱化。然而，由于孪生材料体积比例有限，整个织构变化就不是很显著。 图 0001)极图 (a)三 道 次在 300下轧制 (b)三 道 次在 400每道次下轧 30%条件 下轧制 (c)两 道 次在 400每道次下轧 50%条件下轧制 正 如前面所提到的，对于改善机械性能和镁合金板材的应用，细晶和 随机 纹理 是两个重要的条件。在本次研究中，粒子结构在低温轧制中 能够得到有效的细化，但是这样的条件下能够观察到在基本滑移系上更多的 扩展孪生 和位错，导致高密度的基本织构。在高温轧制下，能够产生更多的 拉伸 和孪生 ，无基本滑移也能够应用于大的塑性变形中 18，软化基体组织，这样高温轧制有利于织构的随机化，但是， 导致在给定道次下轧 和轧制温度下晶粒 的 粗化。因此，高温 大道次 的 下轧适用于 得到更优的机械性能。 图 3中 就 可以观察到 较 高 韧性 ， 这是在此基础上提供的 很好的例子。 4 结论 总而言之， 由于基本组织中最初的微结构， 在基平面上的位错滑移仍 然 是 101展孪生 发生在 且 扩展孪生 中的粒子角度由最初状态变为 86。 101伸孪生 以及 101101缩率很大，因为大多数粒子的 力。孪生也取决于最初的粒子尺寸和轧制温度，孪生在大的母相粒子观察到 ,更多的 拉伸 和孪生 能够在高温轧制下观察到。连续动态再结晶是 是在这个过程中孪生 ，尤其是 拉伸 和孪生，加速了粒子的细化过程。基本滑移和 扩展孪生 可以导致基本织构的变形，但是 拉伸 和孪生对 在本次研究中，在给定的下轧量， 00轧制要比300下要大；在相同轧制温度下， 400每道次下轧 50%条件下 要比 300 每道次下轧 30%条件下 晶粒结构和织构更加均匀，从而导电率更高。因此高温大 道次下轧 可以用来优化和改善 5 证明 得到了上海市科学技术委员会和中国基础研究项目财政支持。感激罗伯 特技术上的帮助 文献引用 6 参考文献 1 49 (2001) 4277. 2 L. 2009, p. 429. 3 g, m. 81 (2003) 11. 4 S. S. 55 (2006) 843. 5 H. E. J. E. J. J. 16 (2007) 321. 6
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