镁合金高温动态再结晶和超塑形变时的微观织构

镁合金高温动态再结晶和超塑形变时的微观织构

由于结构密度的密排，镁和金的室温塑性很差，这极大地限制了其使用。可以调整初纺结构。新的形变机制,如柱滑移,C轴压缩孪晶及柏氏矢量为a+c的棱面滑移.但是,即使如此也难以大幅度提高其塑性,因为不同滑移系临界分切应力值的巨大差异难以造成多种滑移系的同时开动.可通过两种方式提高镁合金的塑性变形能力.一是提高形变温度使新滑移系开动,如柱面、棱面滑移,从而提高独立滑移系的数目.因为不同滑移系的临界分切应力随温度的变化不同,柱面、棱面滑移的临界分切应力随温度的升高明显下降;而基面滑移的临界分切应力几乎不随温度改变;二是通过动态再结晶及超塑性.一般认为镁合金的动态再结晶以连续的方式进行,即新晶粒由亚晶逐渐转动到形成大角晶界而成.超塑形变的机制有多种,可以是晶粒转动、晶界滑动或纯晶界扩散(蠕变).一般后两种机制不太可能导致晶粒的择优取向.目前对于镁合金高温形变过程晶粒内部形变机制及织构的研究还很不够,例如,随着温度的提高,新滑移系如何产生、伴随怎样的织构变化等.热加工时织构的形成一般是形变所致,织构的类型在一定程度上反映不同的形变机制.在对低温下初始织构与形变机制的关系以及高温下初始织构对再结晶织构的影响研究的基础上,本文通过对镁合金织构的测定和组织观察,研究高温下其晶粒的形变机制.1实验和热变形实验从直径为34mm和20mm的镁合金热挤压棒上分别截取不同方位的样品(尺寸为15mm×10mm×6mm)以获取不同的初始织构,分别记作XZ和XY.直径为34mm的热挤压棒退火后得到不均匀的粗晶组织,平均晶粒尺寸34μm,个别晶粒达500μm;而直径为20mm的热挤压棒的原始组织为平均尺寸～5μm的小等轴晶加部分粗大长条形变晶粒(沿挤压轴伸长),未经退火处理,其中长条形变晶粒约占13%.热形变实验在Zwick-1860型试验机上完成.使用ChannelDie模具以获得理想平面应变压缩状态(ε22≈0).使用MoS2膏减小样品与模具间的摩擦.实验温度为266和340℃,应变速率为0.01/s.在形变后10s内将样品与模具一同淬入水中以尽量抑制可能发生的静态再结晶.X射线织构的测定部位在样品厚度的1/4～1/3处.使用Autex-Ⅲ织构仪,由实测的6张不完整极图计算取向分布函数ODF.因六方结构的六次对称性,选φ2=0°,30°两个截面表示取向分布.使用AC-2电解液进行电解抛光,在光学镜与LEO-1450扫描电镜下进行组织观测,使用丹麦HKL公司的Channel4背散射电子衍射(EBSD)技术分析单个晶粒的取向或取向成像.2变形晶粒与变形晶粒的取向及其变形机制由图1可见,XZ样品中大多数晶粒的基面{0001}绕RD(轧向)以不同角度向ND(法向)倾斜(图1a),XY样品中大多数晶粒的基面绕TD(横向)以不同角度向ND倾斜(图1b),ODF中典型织构组分的位置和密勒-布拉菲指数在图lc中给出.图2表明,大应变后两种样品中都有一定数量的形变长条晶粒,说明在此温度下这些晶粒内有足够的独立滑移系,可以均匀变形,否则难以实现这么大的局部形变.由镁合金的应力-应变曲线可知,动态再结晶的临界应变只有5%～15%,在形变过程中新晶粒的尺寸不变,显示出超塑形变的特征.但即使在340℃应变100%也不能得到完全的再结晶组织(图2c),说明未再结晶晶粒内形变较均匀且独立滑移系较多,晶粒比较稳定.图3给出了两种样品在266℃,340℃下不同变形量时的宏观织构.随着形变量的加大(即再结晶量的提高),在XZ样中绕轧向转动的柱面取向(0,60,0)的形变晶粒逐渐减少(柱面取向为(0,90,0),即基面垂直于侧向TD),基面取向(φ1,0,0)的再结晶晶粒增多(图3a,b).基面织构强度不断提高,说明再结晶晶粒内部仍进行着滑移形变,如果按纯超塑形变的晶粒转动或晶界滑动(在此应变速率下不太可能出现扩散型蠕变),晶粒的取向不应出现择优分布.在340℃大应变下的取向表明,新晶粒的取向并非真正的基面取向(图3d).随着形变量的加大,XY样品再结晶量增多,虽然没有新织构的出现,但其基面织构增强(图3e～h),因为形变晶粒的取向也是基面织构取向.初始织构不同,形变机制也有差异.虽然在高温下两类样品中新晶粒的取向都逐渐转向基面织构取向附近,但并非完全相同,说明动态再结晶时形变机制仍明显地发生在小晶粒内.由于宏观织构是细小的再结晶等轴晶和粗大长条形变晶粒共同作用的结果,长条形变晶粒的取向及可能伴随的形变机制难以直接从宏观织构中清楚看出.图4表明,两种样品中形变长条晶粒的取向不同.XZ样中形变长条晶粒的取向为绕轧向转动不同角度的柱面织构取向,即基面平行于轧向并与法向成不同角度(图4a).它等同于宏观织构中转动的原始柱面取向(见图3a～c中(0,30～90,0)的位置),晶粒内平行于轧向(RD)的方向是,应与低温下的形变机制相同,即为双柱面滑移及棱面或基面滑移共同作用的结果,这时应该有足够的独立滑移系以实现单个晶粒大的塑性变形.而XY样中长条晶粒的取向与宏观织构相同,即该样品中再结晶晶粒的取向与形变长条晶粒的取向相同,为基面平行于轧面,但晶粒中平行于轧向的晶向不太相同(图4b),与低温织构演变规律相同.但低温下的形变机制为基面滑移及C轴压缩孪生,由于不能提供协调任意方式形变所需的5个独立滑移系,所以在低温下晶粒不能均匀塑性变形,内部产生大量切变带直至沿切变带形成裂纹并断裂.而高温下长条晶粒的形状说明晶粒内部出现了均匀变形,有足够的独立滑移系.此时基面取向的晶粒对于棱面滑移有高的取向因子(或Schmid因子),又因高温下棱面滑移的临界分切应力已下降到与基面滑移对应的临界分切应力相近的数量级,因而可以推断,长条形变晶粒良好的塑变能力是棱面滑移造成的.这说明在不同温度下相同的取向可能伴随不同的形变机制.从图5可以看出微区内形变晶粒与再结晶晶粒的取向分布特点.图5a中灰色区域为基面织构的取向(偏差45°以内),黑粗线为15°以上取向差的大角晶界,黑细线为10°取向差的亚晶界,灰色细线为5°取向差的亚晶界.可见,形变长条晶粒都是基面取向晶粒,而细小等轴的再结晶晶粒的取向主要为基面取向,也有一些为转动的基面取向.可以推测,形变时亚晶粒取向必须偏转到与基面取向的形变晶粒成大角晶界或大取向差时才能构成真正的再结晶新晶粒,它们只能具有转动的基面取向.随着形变的进行,一部分再结晶晶粒因形变逐渐转到基面取向,同时又产生一些转动的基面取向新晶粒,所以宏观织构不变或逐渐增强.正由于形变机制的作用,新晶粒总趋向于处在基面织构取向,而不是轻易地转到其它取向.由于六方结构的六次对称性的限制,形成的(0001)线织构总对应较多的小角晶界(见图5d的取向差分布),因为两个理想的(0001)晶粒间最大的取向差是30°,转角为<0001>(图5d,e的峰值).菊池带衬度(即菊池带质量)分布表明,形变长条晶粒内的菊池带质量较高(浅色),对应的位错密度较低(图5b).图6给出了热挤压镁合金棒(～300℃,挤压比90:20)的组织形貌、宏观织构和EBSD法测出的长条形变晶粒的取向,可以看出,热挤压后样品的大部分区域发生了动态再结晶,但仍有少量形变长条晶粒(图6a),定量金相法定出长条晶粒占13%.热挤压后形成强烈的压缩轴的线织构(图6b),即基面平行于挤压轴,细小的再结晶晶粒的取向也主要为该取向.这表明,在动态再结晶或超塑形变过程中,新晶粒内部仍进行着形变,使晶粒转到稳定的取向上.长条形变晶粒的取向也是基面平行于挤压轴(图6c极图中的X方向).因挤压等效于轴对称的压应力加上轴向的拉应力,柱面滑移应该是主要的形变机制,棱面滑移也起一定作用,否则没有足够的独立滑移系.但此时难以像平面应变压缩那样容易确定棱面滑移的作用,此例还说明,热挤压时晶粒内部发生了与XZ样相似的形变机制.3加工后晶粒取向的确定在高温形变的动态再结晶和超塑形变过程中,镁合金晶粒内部的滑移机制起重要的作用,表现为再结晶晶粒的取向出现择优分布以及少量形变长条状晶粒的存在