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镁及镁合金在工业中具备很好的应用前景,但由于其为密排六方(HCP)结构,室温变形时只有有限的滑移系启动,塑性差,加工时易开裂,限制了其生产应用。本文采用纯铁包覆正挤压态纯镁圆棒,实现了纯镁室温等径角挤压(ECAP)大塑性变形,获得了不同挤压道次的纯镁ECAP变形试样,并对其进行了退火处理。使用扫描电子显微镜-电子背散射衍射(SEM-EBSD)技术分析变形态及退火态试样的组织变化及织构演变,使用SEM-EBSD/透射电子显微镜(TEM)分析变形试样的微区形貌结构及变形机制,使用电子万能试验机分析ECAP变形态及退火态试样的室温压缩力学性能变化。旨在揭示细晶纯镁在室温下ECAP变形后显微组织、力学性能的演变规律,微观变形机制以及退火后显微组织及力学性能的稳定性,为制备超细晶/纳米晶镁或镁合金奠定技术基础,为大尺寸块体超细晶/纳米晶纯镁及镁合金材料的开发和成形加工提供理论依据。正挤压后,纯镁晶粒尺寸明显细化,组织分布比较均匀。基面织构几乎与试样的挤出方向(ED)相平行,(10~—10)柱面和(10~—11)锥面织构则相对较弱。纯镁试样的压缩屈服强度(CYS),抗压强度(UCS)及压缩应变(CS)均有提高,尤其是UCS,提高很显著,这是变形过程中拉伸孪生引起的二次硬化造成的。ECAP挤压后,纯镁试样晶粒细化,组织分布更加均匀。随着挤压道次增加,晶粒取向由柱面向基面转变,四道次后大部分晶粒的c轴平行于横截面方向(TD)。试样的CYS、UCS及CS均先减小后增加,四道次后,由于晶粒细化作用,压缩力学性能达到最大。对不同道次ECAP变形试样在200℃×30 min退火处理后,退火组织均发生了静态再结晶(SRX),晶粒尺寸变大。当挤压道次从一道次增加到四道次时,织构强度呈现出先变弱后增强的趋势,一道次后的退火织构极密度仍为最强。二道次退火试样的CYS、UCS及CS均最小,一道次退火试样的CYS为最大,而四道次退火试样的CS为最大。一道次ECAP纯镁试样在150℃×60 min退火处理后,晶粒尺寸大小不一,组织分布不均。200℃×30 min退火处理后,退火组织发生明显SRX,平均晶粒尺寸最小,织构强度最弱。随着退火温度升高,织构由于晶粒定向生长而逐渐增强,在300℃×15 min退火处理后达到最强且织构位置向ED发生倾斜。200℃×30 min退火处理后,由于晶粒尺寸最小,退火试样CYS,UCS及CS都是最佳的。四道次ECAP试样经过150℃×60 min退火处理后,晶粒尺寸最小。随着退火温度的升高,晶粒尺寸变大。四道次试样退火处理后,部分晶粒发生定向再结晶及定向生长,退火织构强度略高于变形织构,但是退火织构的强度整体依然很弱。四道次ECAP试样经过150℃×60 min退火处理后,平均晶粒尺寸最小,CYS,UCS及CS均为最好。250℃×30 min退火处理后,由于组织中孪晶的存在,试样的CYS要高于200℃×30 min退火处理试样。退火试样的UCS及CS则随着退火温度的升高而依次降低。纯镁室温ECAP变形时,以(0001)基面滑移为主要的变形模式。在二道次ECAP挤压中,晶粒进一步细化,包括(10~—10)和(11~—20)在内的柱面滑移和(10~—11),(11~—21)和(11~—22)在内的锥面滑移的非基面滑移系激活。纯镁试样经过一道次ECAP后,ECAP产生的剧塑性应变导致试样晶粒被拉长,出现大量亚晶,DRX细晶以及局部剪切带。随着应变的增加,剪切带逐渐消失。二道次后,晶粒尺寸由于DRX进一步细化。四道次后,晶粒为细小的等轴形貌,组织分布最为均匀。一道次ECAP后,变形织构与DRX织构类似,DRX机制主要为连续动态再结晶(CDRX)。四道次后,在DRX织构中还出现了由新取向DRX晶粒构成的新的织构组分,DRX机制为CDRX和非连续动态再结晶(DDRX)并存。在纯镁室温四道次ECAP中,(10~—12)拉伸孪生都参与了变形,因而孪生动态再结晶(TDRX)也是DRX机制之一。