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文檔簡介
1、傳統(tǒng)變形鎂合金中往往形成很強(qiáng)的基面織構(gòu),即晶粒c軸垂直于擠壓方向或軋面,導(dǎo)致鎂合金成形性和塑性差,并表現(xiàn)出明顯的力學(xué)性能各向異性和拉壓屈服不對稱性,這已成為阻礙變形鎂合金大規(guī)模應(yīng)用的瓶頸問題。研究表明,鎂合金中添加稀土元素可有效弱化鎂合金板材或棒材的基面織構(gòu),從而顯著提高鎂合金成形性和塑性。然而,織構(gòu)弱化機(jī)理尚不明確。因此,有必要對變形鎂稀土合金織構(gòu)弱化機(jī)理及變形行為進(jìn)行深入系統(tǒng)的研究,這對于開發(fā)高成形性鎂稀土合金材料和豐富鎂合金塑性變
2、形的基礎(chǔ)理論具有重要意義。本文采用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡觀察(SEM)、背散射電子衍射技術(shù)(EBSD)等手段,首先對比研究了純鎂和Mg-1Gd合金在軋制及退火過程中的組織、織構(gòu)演變,揭示了Gd元素對鎂板的織構(gòu)弱化機(jī)理;其次,通過反擠壓后淬火及退火試驗(yàn),研究了退火溫度和時(shí)間對擠壓Mg-1Gd合金組織及織構(gòu)的影響規(guī)律,探討了反擠壓Mg-1Gd合金<2(1)(1)1>稀土絲織構(gòu)形成機(jī)理,并研究了擠壓溫度對擠壓態(tài)和退火態(tài)Mg-1Gd合金組
3、織及織構(gòu)的影響規(guī)律;最后,對Mg-1Gd合金的變形行為進(jìn)行了研究。一方面,通過室溫拉伸試驗(yàn),研究了純鎂和Mg-1Gd合金板材在拉伸過程中的變形行為和織構(gòu)演變;另一方面,通過室溫壓縮試驗(yàn),研究了具有初始<2(1)(1)1>稀土絲織構(gòu)的Mg-1Gd合金在壓縮過程中的組織及織構(gòu)演變,并對其變形機(jī)制進(jìn)行了探討。通過一系列研究,取得了如下結(jié)論:
熱變形條件下,Mg-1 Gd合金的織構(gòu)演變與變形路徑有極大的依賴性。Mg-1Gd合金在300
4、℃軋制過程中形成大量二次孿晶和剪切帶,在隨后400℃退火過程中可作為有效的再結(jié)晶形核位置,由此獲得的再結(jié)晶晶粒取向比較彌散,可弱化板材織構(gòu)。Mg-1Gd合金板材的織構(gòu)相比基面織構(gòu)發(fā)生了一定的偏轉(zhuǎn)。Mg-1Gd合金在300~450℃反擠壓時(shí),擠壓態(tài)合金中都存在大量細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒和沿?cái)D壓方向拉長的粗大的變形晶粒。隨著擠壓溫度升高,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸逐漸增大,<10(1)0>織構(gòu)組分強(qiáng)度逐漸減弱。高溫下錐面 5、軸向擠壓方向偏轉(zhuǎn)一定角度。雖然擠壓態(tài)合金中觀察到<2(1)(1)1>晶粒在剪切帶處形核,但擠壓態(tài)Mg-1Gd合金棒材中的再結(jié)晶晶粒和變形晶粒都呈現(xiàn)典型的<10(1)0>絲織構(gòu)。 6、織構(gòu)較弱。進(jìn)一步延長退火時(shí)間,兩種板材的晶粒長大都不明顯。擠壓Mg-1Gd合金的組織和織構(gòu)在退火過程中發(fā)生顯著變化。隨著退火溫度的升高,<2(1)(1)1>晶粒發(fā)生擇優(yōu)長大,造成<2(1)(1)1)織構(gòu)組分不斷強(qiáng)化,而<10(1)0>織構(gòu)組分逐漸弱化。<2(1)(1)1>晶粒與<10(1)0>晶粒之間儲能的差異為<2(1)(1)1>晶粒的擇優(yōu)長大提供了驅(qū)動(dòng)力。在500℃短時(shí)等溫退火(≤40 min)過程中,<2(1)(1)1>晶??焖匍L 7、大,導(dǎo)致<2(1)(1)1>織構(gòu)組分強(qiáng)度不斷提高。由于織構(gòu)因素,<10(1)0>晶粒周邊的大角度晶界比率增加,在500℃長時(shí)間退火(>40 min)過程中,<1010>晶粒發(fā)生異常長大。 8、也形成了大量剪切帶,但在隨后的500℃/10min退火過程中,晶粒長大不充分,仍保留了細(xì)小的再結(jié)晶組織,導(dǎo)致<2(1)(1)1>絲織構(gòu)強(qiáng)度較弱。在400℃以上較高溫度擠壓時(shí),變形趨于均勻, 9、MPa和129.9 MPa,延伸率高達(dá)15.6%,強(qiáng)度和延伸率都大幅提高。強(qiáng)度的提高與Gd在鎂中的固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化有關(guān),而塑性的提高主要?dú)w因于織構(gòu)的弱化和晶粒的細(xì)化。純鎂板材在拉伸過程中受到板材橫向(TD方向)的壓應(yīng)力作用形成拉伸孿晶,造成板材TD方向形成一個(gè)較弱的織構(gòu)組分。而在拉伸后的Mg-1Gd合金中,晶粒呈現(xiàn)出明顯的變形,顯示出較好的塑性;Mg-1Gd合金板材在拉伸過程中,基面滑移和拉伸孿生大量啟動(dòng),織構(gòu)發(fā)生明顯變化,晶?;嬷?/p> 10、漸平行于拉伸方向。
變形后靜態(tài)退火過程中,Gd元素對板材及棒材再結(jié)晶、晶粒長大行為及織構(gòu)演變有顯著影響。在400℃/5min退火過程中,純鎂和Mg-1Gd合金板材都形成了完全再結(jié)晶的組織,但純鎂板材晶粒粗大,并具有很強(qiáng)的基面織構(gòu),而Mg-1Gd合金板材晶粒細(xì)小均勻,其基面
擠壓Mg-1Gd合金中絲織構(gòu)的形成還與擠壓溫度密切相關(guān)。在350℃擠壓的Mg-1Gd合金中形成大量剪切帶,并在隨后500℃/10min退火過程中發(fā)生<2111>晶粒的擇優(yōu)長大,從而形成較強(qiáng)的<2(1)(1)1>絲織構(gòu)。而在300℃擠壓時(shí),雖然
室溫拉伸試驗(yàn)研究表明,純鎂板材的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為167.6MPa、69.5MPa和5.4%,而Mg-1Gd合金板材的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別為193.5
室溫壓縮試驗(yàn)研究表明,由于擠壓Mg-1Gd合金具有典型的稀土絲織構(gòu)《2(1)(1)1>∥ED),在沿?cái)D壓方向壓縮變形的初始階段,拉伸孿生和基面滑移是主要的變形模式,共同影響合金力學(xué)行為和織構(gòu)演變。隨著壓縮應(yīng)變量增大,c軸與壓縮方向夾角逐漸減小,造成織構(gòu)由初始<2(1)(1)1>絲織構(gòu)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)?0001>絲織構(gòu)(《0001>∥ED)。相比而言,傳統(tǒng)擠壓鎂合金(如AZ31、AM30)中由于存在較強(qiáng)的基面織構(gòu)《
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