D0I:10.13374/i.issnl001t03.2007.10.008 第29卷第10期 北京科技大学学报 Vol.29 No.10 2007年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0t.2007 粗晶F3A1基合金在高温变形时显微组织演变机制 王飞)李龙飞)杨王臀)孙祖庆) 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要采用Gleeble1500型热模拟试验机进行单轴压缩实验，研究了Fe3Al基合金在温度为850℃、应变速率为10-3s1条 件下的组织演变，结果表明：在本实验变形条件下，F3Al基合金能够发生动态再结晶，变形初期，Fe3A可以通过晶界弓弯机 制形成动态再结晶核心，即发生了不连续动态再结晶现象，但再结晶核心不易长大，随着应变量的增加，通过连续动态再结晶 形成一定量的再结晶细小晶粒· 关键词F3A1基合金：动态再结晶：弓弯：动态回复：亚结构 分类号TG111.7:TG141 Fe3Al基合金由于具有较低的密度、良好的抗 背散射衍射(EBSD,electron back scattering diffrac 氧化性和耐腐蚀性以及低廉的成本，其作为高温结 tion)分析技术，试图对上述问题提供更多有用的信 构材料的应用越来越受到人们的关注，然而F3Al 息·采用压缩变形方式易于得到不同应变量的变形 基合金的极低室温塑性影响了其广泛应用，近年 组织，有利于分析组织演变规律. 来，几种大晶粒Fe3Al基合金在高温变形中的超塑 1实验方法 性行为可]引起了人们极大的兴趣.林栋梁等] 在Fe3Al基合金超塑性变形中观察到位错墙的形成 所用Fe3Al基合金的成分（原子分数）为：Al 并逐渐转变成小角度和大角度晶界，以及晶粒尺寸 28.4%,Cr5.31%,其余为Fe.采用工业纯Fe、Al、 不断下降并最终得到细晶组织，从而认为连续的动 Cr等为原料，经真空感应炉冶炼的铸锭在1000℃ 态回复和再结晶过程导致了大晶粒Fe3Al基合金的 保温24h后炉冷至室温。铸锭锻造前在1000~ 超塑性变形.Nieh等6则认为Fe3Al基合金超塑性 1100℃预热2h,始锻温度约为850℃.然后用线切 割方法加工成直径为6mm,长为15mm的圆柱试 变形中的现象，如高位错密度、无晶界滑动、无晶界 样，将圆柱试样在950℃保温30min后炉冷至室 空洞生成以及试样颈缩至一点等，与第一类固溶体 温.Fe3Al基合金B2相区(B2相区的温度范围约为 蠕变的组织特点相符，认为固溶拖曳过程在超塑性 550~950℃)的变形在Gleeble1500型热模拟试验 变形中起重要作用.Chu等4，门提出Fe一27%Al的 机上采用单轴压缩实验进行（如图1所示），采用直 超塑性是晶界迁移和由连续的晶界迁移产生的细晶 接加热至850℃，应变速率为10-3s1,最大名义变 共同造成的，黄晓旭等⑧]在利用TEM技术研究 形量为95%，变形后立即用冰水冷却，以抑制静态 Fe3Al基合金的超塑性行为时，发现在变形组织内 再结晶的发生，变形试样沿压缩方向切开，机械抛 部存在大量的取向角很小的亚晶界和高的位错密 光后，用50%CH3C00H+33%HC1+17%HN03 度，因此认为在Fe3Al基合金的超塑性变形中并没 ie 有发生动态再结晶过程，提出位错墙把大晶粒分隔 850℃.5 min 成亚晶是Fe3AI基合金的超塑性变形机制 鉴于目前对Fe3A1l基合金在高温变形中是否发 父 10℃s1 水冷 生动态再结晶以及如果能发生其遵循何种机制等向 题仍存在许多争议，本文通过研究F3Al基合金在 850℃、10-3s1条件下的压缩变形行为，结合电子 收稿日期：2006-04-25修回日期：2006-08-10 时间5 作者简介：王飞(1981一)，男，硬士研究生：孙祖庆(1944一)，男， 图1热加工工艺示意图 教授，博士 Fig.I Schematic diagram of bot deformation
粗晶 Fe3Al 基合金在高温变形时显微组织演变机制 王 飞1） 李龙飞1） 杨王 2） 孙祖庆1） 1） 北京科技大学新金属材料国家重点实验室北京100083 2） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 摘 要 采用 Gleeble1500型热模拟试验机进行单轴压缩实验研究了 Fe3Al 基合金在温度为850℃、应变速率为10－3 s －1条 件下的组织演变．结果表明：在本实验变形条件下Fe3Al 基合金能够发生动态再结晶．变形初期Fe3Al 可以通过晶界弓弯机 制形成动态再结晶核心即发生了不连续动态再结晶现象但再结晶核心不易长大．随着应变量的增加通过连续动态再结晶 形成一定量的再结晶细小晶粒． 关键词 Fe3Al 基合金；动态再结晶；弓弯；动态回复；亚结构 分类号 TG111∙7；TG141 收稿日期：2006-04-25 修回日期：2006-08-10 作者简介：王 飞（1981－）男硕士研究生；孙祖庆（1944－ ）男 教授博士 Fe3Al 基合金由于具有较低的密度、良好的抗 氧化性和耐腐蚀性以及低廉的成本其作为高温结 构材料的应用越来越受到人们的关注然而 Fe3Al 基合金的极低室温塑性影响了其广泛应用．近年 来几种大晶粒 Fe3Al 基合金在高温变形中的超塑 性行为［1－5］引起了人们极大的兴趣．林栋梁等［2－3］ 在 Fe3Al 基合金超塑性变形中观察到位错墙的形成 并逐渐转变成小角度和大角度晶界以及晶粒尺寸 不断下降并最终得到细晶组织从而认为连续的动 态回复和再结晶过程导致了大晶粒 Fe3Al 基合金的 超塑性变形．Nieh 等［6］则认为 Fe3Al 基合金超塑性 变形中的现象如高位错密度、无晶界滑动、无晶界 空洞生成以及试样颈缩至一点等与第一类固溶体 蠕变的组织特点相符认为固溶拖曳过程在超塑性 变形中起重要作用．Chu 等［47］提出 Fe－27％Al 的 超塑性是晶界迁移和由连续的晶界迁移产生的细晶 共同造成的．黄晓旭等［8］ 在利用 TEM 技术研究 Fe3Al 基合金的超塑性行为时发现在变形组织内 部存在大量的取向角很小的亚晶界和高的位错密 度因此认为在 Fe3Al 基合金的超塑性变形中并没 有发生动态再结晶过程提出位错墙把大晶粒分隔 成亚晶是 Fe3Al 基合金的超塑性变形机制． 鉴于目前对 Fe3Al 基合金在高温变形中是否发 生动态再结晶以及如果能发生其遵循何种机制等问 题仍存在许多争议本文通过研究 Fe3Al 基合金在 850℃、10－3 s －1条件下的压缩变形行为结合电子 背散射衍射（EBSDelectron back scattering diffraction）分析技术试图对上述问题提供更多有用的信 息．采用压缩变形方式易于得到不同应变量的变形 组织有利于分析组织演变规律． 图1 热加工工艺示意图 Fig．1 Schematic diagram of hot deformation 1 实验方法 所用 Fe3Al 基合金的成分（原子分数） 为：Al 28∙4％Cr5∙31％其余为 Fe．采用工业纯 Fe、Al、 Cr 等为原料经真空感应炉冶炼的铸锭在1000℃ 保温24h 后炉冷至室温．铸锭锻造前在1000～ 1100℃预热2h始锻温度约为850℃．然后用线切 割方法加工成直径为6mm长为15mm 的圆柱试 样．将圆柱试样在950℃保温30min 后炉冷至室 温．Fe3Al 基合金 B2相区（B2相区的温度范围约为 550～950℃）的变形在 Gleeble1500型热模拟试验 机上采用单轴压缩实验进行（如图1所示）采用直 接加热至850℃应变速率为10－3 s －1最大名义变 形量为95％变形后立即用冰水冷却以抑制静态 再结晶的发生．变形试样沿压缩方向切开机械抛 光后用50％ CH3COOH＋33％ HCl＋17％ HNO3 第29卷 第10期 2007年 10月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．10 Oct．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．10．008
第10期 王飞等：粗晶Fel基合金在高温变形时显微组织演变机制 .995. (体积分数)溶液侵蚀，在光学显微镜上进行金相组 140r 织观察；EBAD分析用德国ZEISS公司生产的 (f) SUPRA55型场发射扫描电镜上配备的丹麦HKL (g) 公司的Channel5.0系统进行，观察面用硫酸甲醇 edW/ 溶液（体积比1：13）电解抛光，电压为15V,温度为 80 室温 g 40 e 2实验结果与分析讨论 20`(e 2.1实验结果 0”克。5202530 真应变 图2显示了Fe3Al基合金在变形温度为850 ℃、应变速率为10-3；1条件下变形的应力应变曲 (a)应变为0：(b)0.11;(c)0.22:(d)0.51:(c)0.92:(f)1.61; 线，图3为其对应的组织演变，图4为Fe3A1在850 (g)2.3:(h)3.0 ℃、10-3.1、不同应变量条件下的取向成像图 图2e3A1基合金在850℃、10-3s条件下变形的应力应变曲 线 (OIM,orientation imaging microscopy)及其取向差 Fig-2 Stress strain curve of FesAl deformed at 850C and 10-3 分布图 s-1 (a) (b) 400m 400um 400m 400um 400um 400um 400um 400m 图3不同应变下Fe31基合金在850℃、10-3s条件下变形时的组织演变.(a)0:(b)0.11:(c)0.22:(d)0.51:(e)0.92:(f)1.61(g) 2.3:h)3.0 Fig-3 Effects of strain on the microstructure of Fe3Al deformed at 850C and 103s:the strain is (a)0;(b)0.11;(c)0.22:(d)0.51; (e)0.92;(f)1.61:(g)2.3:(h)3.0
（体积分数）溶液侵蚀在光学显微镜上进行金相组 织观 察；EBAD 分 析 用 德 国 ZEISS 公 司 生 产 的 SUPRA55型场发射扫描电镜上配备的丹麦 HKL 公司的 Channel 5∙0系统进行观察面用硫酸甲醇 溶液（体积比1∶13）电解抛光电压为15V温度为 室温． 2 实验结果与分析讨论 2∙1 实验结果 图2显示了 Fe3Al 基合金在变形温度为850 ℃、应变速率为10－3s －1条件下变形的应力－应变曲 线图3为其对应的组织演变．图4为 Fe3Al 在850 ℃、10－3 s －1、不同应变量条件下的取向成像图 （OIMorientation imaging microscopy）及其取向差 分布图． （a） 应变为0；（b）0∙11；（c）0∙22；（d）0∙51；（e）0∙92；（f）1∙61； （g）2∙3；（h）3∙0 图2 Fe3Al 基合金在850℃、10－3s －1条件下变形的应力－应变曲 线． Fig．2 Stress-strain curve of Fe3Al deformed at 850℃ and10－3 s －1 图3 不同应变下 Fe3Al 基合金在850℃、10－3s －1条件下变形时的组织演变．（a）0；（b）0∙11；（c）0∙22；（d）0∙51；（e）0∙92；（f）1∙61；（g） 2∙3；（h）3∙0 Fig．3 Effects of strain on the microstructure of Fe3Al deformed at850℃ and10－3s －1： the strain is （a）0；（b）0∙11；（c）0∙22；（d）0∙51； （e）0∙92；（f）1∙61；（g）2∙3；（h）3∙0 第10期 王 飞等： 粗晶 Fe3Al 基合金在高温变形时显微组织演变机制 ·995·
.996 北京科技大学学报 第29卷 从图3中可以看出：原始晶粒基本等轴且晶界 成为拉长晶粒，前面形成的动态再结晶核心变得不 平直，晶粒尺寸约为400m,当应变达到0.11时 明显，或者说动态再结晶核心并没有明显地长大 (图3(b),部分原始晶界开始弯曲，随着应变的增 当应变增加至1.61时，晶粒尺寸约为20~30m的 加，晶界弯曲变得剧烈（图3(d),e=0.51),并且可 细小晶粒开始出现（图3(f)),应变继续增加到3.0 以明显地观察到晶界弓弯的存在（如图3(d)中黑色 时（图3(h),细晶明显增多，但大量弯曲晶界依然 箭头所示)，即此时存在着动态再结晶形核现象。当 存在，再结晶并不完全且不均匀，相应的EBSD观察 应变为0.92时（图3(e),原始晶粒经历严重变形 也证明了这一点（如图4所示） 1.0 08 0.2 05101520253035404550556065 100m 取向差() 0.6 0.4 03 发 005101520253035404550556065 100um 取向差() 1.0 0.8 0.4 0.2 n 05101520253035404550556065 100Hm 取向差() 0.8 0.6 0.4 02 2 05101520253035404550556065 504m 取向差（©） 图4e341在850℃、10-3s1、不同应变量条件下的取向成像图(0M)及其取向差分布图.(a)0.51:(b)0.92:(c)1.61:(d)3.0 Fig-4 Typical OIM maps (level 2(gray.thin),10(black,thin).15(black,bold))and misorientation distribution maps of FeAl at 850C and10-3s-':the strain is(a)0.51;(b)0.92:(c)1.61:(d)3.0 从图4可以看出：在图3中随着应变量的增加 然是动态再结晶的结果，但即使是应变达到3.0 (>0.51),变形组织中逐渐增多的细小晶粒（晶粒 时，变形组织中仍以严重变形的拉长晶粒为主，动态 尺寸约为2030m,明显小于原始晶粒的约为400 再结晶进行得并不完全，图2所显示的应力一应变 m)确实是由大角度晶界所包围的真实晶粒，这显 曲线一直处于上升阶段，并没有出现明显的应力下
从图3中可以看出：原始晶粒基本等轴且晶界 平直晶粒尺寸约为400μm．当应变达到0∙11时 （图3（b））部分原始晶界开始弯曲．随着应变的增 加晶界弯曲变得剧烈（图3（d）ε＝0∙51）并且可 以明显地观察到晶界弓弯的存在（如图3（d）中黑色 箭头所示）即此时存在着动态再结晶形核现象．当 应变为0∙92时（图3（e））原始晶粒经历严重变形 成为拉长晶粒前面形成的动态再结晶核心变得不 明显或者说动态再结晶核心并没有明显地长大． 当应变增加至1∙61时晶粒尺寸约为20～30μm 的 细小晶粒开始出现（图3（f））．应变继续增加到3∙0 时（图3（h））细晶明显增多但大量弯曲晶界依然 存在再结晶并不完全且不均匀相应的 EBSD 观察 也证明了这一点（如图4所示）． 图4 Fe3Al 在850℃、10－3s －1、不同应变量条件下的取向成像图（OIM）及其取向差分布图．（a）0∙51；（b）0∙92；（c）1∙61；（d）3∙0 Fig．4 Typical OIM maps （level2°（graythin）10°（blackthin）15°（blackbold）） and misorientation distribution maps of Fe3Al at850℃ and10－3s －1： the strain is （a）0∙51；（b）0∙92；（c）1∙61；（d）3∙0 从图4可以看出：在图3中随着应变量的增加 （ε＞0∙51）变形组织中逐渐增多的细小晶粒（晶粒 尺寸约为20～30μm明显小于原始晶粒的约为400 μm）确实是由大角度晶界所包围的真实晶粒这显 然是动态再结晶的结果．但即使是应变达到3．0 时变形组织中仍以严重变形的拉长晶粒为主动态 再结晶进行得并不完全．图2所显示的应力－应变 曲线一直处于上升阶段并没有出现明显的应力下 ·996· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第10期 王飞等：粗晶Fe3基合金在高温变形时显微组织演变机制 .997. 降.这是因为动态再结晶虽然已经发生，但还不完 全，这时变形导致的硬化依然占主导地位，动态再结 晶导致的软化还不足以抵消变形引起的硬化：因此 尽管发生了动态再结晶，但其相应的应力一应变曲 线并没有明显的下降 2.2分析与讨论 由前面的组织演变可知：所用Fe3Al基合金在 10m 850℃、10-3s1条件下变形时能够发生动态再结晶 过程。下面将对上述结果进行讨论 图5Fe3Al在850℃、10-3s-1变形到0.51应变时典型的“弓弯 图5是e=0.51时的典型的晶界“弓弯形核的 形核的取向成像图(OIM) Fig-5 Typical OIM map (level 2'(gray,thin),15(black,bold)) 取向成像图(OIM),从图中可以看出：应变诱导晶 showing DRX bulging nucleation at serrated grain boundary of 界迁移(SlBM,strain induced grain boundary migra Fe3Al deformed to a strain of 0.51 at 850C and 10-3s tion)导致了部分原始晶界“弓弯”(bulging),从而在 图.点一点取向差定义为：两个相邻扫描点之间晶体 迁移的晶界后面留下一低位错密度区，且“弓弯”部 取向的相对差.累积取向差定义为：第一个扫描点 分和原始晶粒被一小角度晶界隔开.传统观点认为 和第n个扫描点之间晶体取向的相对差，为方便起 晶界“弓弯”是动态再结晶形核主要机制，或者说 见，假定第一个扫描点在累积取向差分布图中取向 晶界“弓弯”形核是不连续动态再结晶(DDRX,dis~ 角为零.从图5和图6中可以看出：沿着垂直于晶 continuous dynamic recrystallization)的典型标志， 界方向，发生了一定的晶格转动.这表明在“弓弯” 图6(a)是图5中沿A→A方向对应的点一点取 部分伴随着一定的晶格转动，Wusatow ska Sarnek 向差分布图，图6(b)是其对应的累积取向差分布 等[1]在多晶Cu中也观察到了同样的现象. 50(a) 50 (b) 40 40 吃 实 30 0 3 0 2 3 距离m 距离μm 图6(a)图5中沿着A→A'方向的点一点取向差分布图：(b)图5中沿着A→A'方向的累积取向差分布图 Fig.6 (a)Point-to-point misorientations measured from A to A'marked in Fig.5 and (b)corresponding cumulative misorientations 然而随着应变量的增加(=0.92)，在较低应 当应变量继续增加时，F3Al中发生了明显的 变量下形成的动态再结晶核心变得并不明显，即动 连续动态再结晶(CDRX,continuous dynamic re- 态再结晶核心没有发生明显的长大，这可能是因为 crystallization)·连续动态再结晶是指在晶粒内部的 原始晶粒尺寸较大，变形很不均匀，在部分晶界附近 亚晶界，随着应变量的增加，通过不断吸收位错导致 产生了较大的应变梯度，从而具有足够的驱动力导 其取向差不断增大，逐步向大角度晶界演变的过程， 致“弓弯”形核.由于Fe3Al是体心立方(bcc)的衍生 图4(d)中箭头所指的A→BC线（其中A代表6° 结构，层错能较高，易于发生动态回复；因而随着应 线，B代表11.4°线，C代表42.3°线)表明此时Fe3Al 变量的增加，动态回复充分发展使原始晶粒内部亚 中存在小角度晶界连续向大角度晶界转变的现象， 结构充分发展，导致原始晶粒内部应变趋于均匀，局 即发生了连续动态再结晶，这意味着由于“弓弯”形 部较大的应变梯度消失，没有了动态再结晶核心长 成的小核心不易长大，图4(c)以及图4(d)中的细晶 大的驱动力，从而只观察到动态再结晶核心的形成， 很可能是连续动态再结晶所形成，严重变形的原始 而不见其长大，Fe3Al基合金中固溶拖曳导致的粘 晶粒内部的大量亚晶的存在，且尺寸与细晶相当（图 滞滑移可能也起到了对大角度晶界的固溶拖曳作 4(d)),也表明大应变量条件下变形组织中存在的细 用6,81. 晶很可能是由于亚晶通过亚晶界的连续转动而转变
降．这是因为动态再结晶虽然已经发生但还不完 全这时变形导致的硬化依然占主导地位动态再结 晶导致的软化还不足以抵消变形引起的硬化；因此 尽管发生了动态再结晶但其相应的应力－应变曲 线并没有明显的下降． 2∙2 分析与讨论 由前面的组织演变可知：所用 Fe3Al 基合金在 850℃、10－3s －1条件下变形时能够发生动态再结晶 过程．下面将对上述结果进行讨论． 图5是ε＝0∙51时的典型的晶界“弓弯”形核的 取向成像图（OIM）．从图中可以看出：应变诱导晶 界迁移（SIBMstrain-induced grain boundary migration）导致了部分原始晶界“弓弯”（bulging）从而在 迁移的晶界后面留下一低位错密度区且“弓弯”部 分和原始晶粒被一小角度晶界隔开．传统观点认为 晶界“弓弯”是动态再结晶形核主要机制［9］或者说 晶界“弓弯”形核是不连续动态再结晶（DDRXdiscontinuous dynamic recrystallization）的典型标志． 图6（a）是图5中沿 A→A′方向对应的点－点取 向差分布图图6（b）是其对应的累积取向差分布 图5 Fe3Al 在850℃、10－3s －1变形到0∙51应变时典型的“弓弯” 形核的取向成像图（OIM） Fig．5 Typical OIM map （level2°（graythin）15°（blackbold）） showing DRX bulging nucleation at serrated grain boundary of Fe3Al deformed to a strain of0∙51at850℃ and10－3s －1 图．点－点取向差定义为：两个相邻扫描点之间晶体 取向的相对差．累积取向差定义为：第一个扫描点 和第 n 个扫描点之间晶体取向的相对差．为方便起 见假定第一个扫描点在累积取向差分布图中取向 角为零．从图5和图6中可以看出：沿着垂直于晶 界方向发生了一定的晶格转动．这表明在“弓弯” 部分伴随着一定的晶格转动Wusatowska-Sarnek 等［10］在多晶 Cu 中也观察到了同样的现象． 图6 （a） 图5中沿着 A→A′方向的点－点取向差分布图；（b） 图5中沿着 A→A′方向的累积取向差分布图 Fig．6 （a） Point-to-point misorientations measured from A to A′marked in Fig．5and （b） corresponding cumulative misorientations 然而随着应变量的增加（ε＝0∙92）在较低应 变量下形成的动态再结晶核心变得并不明显即动 态再结晶核心没有发生明显的长大．这可能是因为 原始晶粒尺寸较大变形很不均匀在部分晶界附近 产生了较大的应变梯度从而具有足够的驱动力导 致“弓弯”形核．由于 Fe3Al 是体心立方（bcc）的衍生 结构层错能较高易于发生动态回复；因而随着应 变量的增加动态回复充分发展使原始晶粒内部亚 结构充分发展导致原始晶粒内部应变趋于均匀局 部较大的应变梯度消失没有了动态再结晶核心长 大的驱动力从而只观察到动态再结晶核心的形成 而不见其长大．Fe3Al 基合金中固溶拖曳导致的粘 滞滑移可能也起到了对大角度晶界的固溶拖曳作 用［68］． 当应变量继续增加时Fe3Al 中发生了明显的 连续动态再结晶（CDRXcontinuous dynamic recrystallization）．连续动态再结晶是指在晶粒内部的 亚晶界随着应变量的增加通过不断吸收位错导致 其取向差不断增大逐步向大角度晶界演变的过程． 图4（d）中箭头所指的 A→B→C 线（其中 A 代表6° 线B 代表11∙4°线C 代表42∙3°线）表明此时 Fe3Al 中存在小角度晶界连续向大角度晶界转变的现象 即发生了连续动态再结晶．这意味着由于“弓弯”形 成的小核心不易长大图4（c）以及图4（d）中的细晶 很可能是连续动态再结晶所形成．严重变形的原始 晶粒内部的大量亚晶的存在且尺寸与细晶相当（图 4（d））也表明大应变量条件下变形组织中存在的细 晶很可能是由于亚晶通过亚晶界的连续转动而转变 第10期 王 飞等： 粗晶 Fe3Al 基合金在高温变形时显微组织演变机制 ·997·
.998 北京科技大学学报 第29卷 为真实晶粒的 (2)Fe3Al基合金在低应变量下，能发生晶界 文献[2一3]在Fe3Al基合金超塑性变形试样中 “弓弯”形核，但核心不易长大，在“弓弯”部分伴随着 主要观察到连续动态再结晶现象，而本工作在压缩 一定的晶格转动：在高应变量下，亚结构充分发展导 试样实验中在较小应变量条件下，观察到了晶界“弓 致一定程度的连续动态再结晶过程的发生，形成细 弯”形核现象，表明在F3Al基合金中能够发生一定 小晶粒 程度的不连续动态再结晶，其差别可能和应变途径 不同相关.从EBSD分析结果来看，虽然在局部高 参考文献 应变梯度区域发生了一定程度的连续动态再结晶过 [1]单爱党，林栋梁，陈明伟，等.大晶粒Fe3A!基合金的超塑性·金 属学报，1995,31B(1):35 程，但在严重变形的原始晶粒内部主要是以取向差 [2]Lin D.Lin T C.Shan A.et al.Superplasticity in large grained 较小的亚晶界分割的亚晶，这与文献[8]用TEM技 Fe3Al alloys.Intermetallics.1996.4:489 术观察的断裂应变为1.26的样品中观察到的变形 [3]Lin D L,Liu Y.Microstructural evolution and mechanisms of su- 组织内部存在大量的取向角很小的亚晶界的结果是 perplasticity in largegrained iron aluminides.Mater Sci Eng, 1999,268A.83 基本一致的 [4]Chu J P,Liu I M.Wu J H.et al.Superplastic deformation in 从上面的分析可以看出：本实验中，Fe3Al在低 coarse-grained Fe-27Al alloys.Mater Sci Eng.1998.258 A:236 应变量下能发生晶界“弓弯”形核现象，即发生了一 [5]Gao D C.Yang W Y.Huang X.et al.Superplastic deformation in 定程度的不连续动态再结晶，但动态再结晶核心不 a coarse-grained Fe3Al based alloy.Scripta Mater.2001.44:501 [6]Nieh T G.Wadsworth J.Microstructural characteristics and de- 易长大，随着应变量的增加，F3Al晶粒内动态回复 formation properties in superplastic intermetallics.Mater Sci Eng 持续进行，亚结构充分发展，导致连续动态再结晶的 1997.239/240A.88 发生，形成了一定数量的细晶，显然由于单向压缩 [7]Chu J P,Wu J H.Yasuda H Y,et al.Electron backscattered 变形的局限，在本实验中并未得到完全的连续动态 diffraction study on superplastic properties of coarsegrained Fe 再结晶组织 27at%Al.Intermetallics.2000.839 [8]Huang XX,Yang W Y.Sun Z Q.Enhanced ductility in coarse 3结论 grained Fe3Al alloys.Intermetallics.2004.12:1019 [9]Derby B,Ashby M F.On Dynamic Recrystallization.Scripta (I)本实验所用的Fe3A1基合金在变形温度为 etll.1987,21(6):879 850℃、应变速率为10-3.1条件下进行单轴压缩变 [10]Wusatow ska-Sarnek A M,Miura H.Sakai T.Nucleation and mi- crotexture development under dynamic recrystallization of cop- 形时能够发生一定程度的动态再结晶，当应变达到 per.Mater Sci Eng.2002.323 A:177 3.0时，动态再结晶过程还不完全 Microstructure evolution of a Fe3Al-based alloy with coarse initial grains deformed at elevated temperature WANG Fei,LI Longfei,YANG Wangyue,SUN Zuqing) 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083.China 2)Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACI The microstructure evolution of a Fe3Al-based alloy was investigated by uniaxial compression tests on a Gleeble 1500 hot simulation test machine at 850C and a strain rate of 103s1.The results indicated that under the present deformation conditions the dynamic recrystallization of the Fe3Al-based alloy occurred.At low strain,the nuclei of dynamic recrystallization formed by bulging of initial grain boundaries,i.e.discontinuous dynamic recrystallization occurred:but the growth of the nuclei became more difficult with increasing strain.At large strain,finer dynamic recrystallized grains formed by the process of continuous dynamic recrystallization. KEY WORDS Fe3Al-based alloys:dynamic recrystallization:bulging;dynamic recovery;substructure
为真实晶粒的． 文献［2－3］在 Fe3Al 基合金超塑性变形试样中 主要观察到连续动态再结晶现象而本工作在压缩 试样实验中在较小应变量条件下观察到了晶界“弓 弯”形核现象表明在 Fe3Al 基合金中能够发生一定 程度的不连续动态再结晶其差别可能和应变途径 不同相关．从 EBSD 分析结果来看虽然在局部高 应变梯度区域发生了一定程度的连续动态再结晶过 程但在严重变形的原始晶粒内部主要是以取向差 较小的亚晶界分割的亚晶这与文献［8］用 TEM 技 术观察的断裂应变为1∙26的样品中观察到的变形 组织内部存在大量的取向角很小的亚晶界的结果是 基本一致的． 从上面的分析可以看出：本实验中Fe3Al 在低 应变量下能发生晶界“弓弯”形核现象即发生了一 定程度的不连续动态再结晶但动态再结晶核心不 易长大．随着应变量的增加Fe3Al 晶粒内动态回复 持续进行亚结构充分发展导致连续动态再结晶的 发生形成了一定数量的细晶．显然由于单向压缩 变形的局限在本实验中并未得到完全的连续动态 再结晶组织． 3 结论 （1）本实验所用的 Fe3Al 基合金在变形温度为 850℃、应变速率为10－3s －1条件下进行单轴压缩变 形时能够发生一定程度的动态再结晶．当应变达到 3∙0时动态再结晶过程还不完全． （2）Fe3Al 基合金在低应变量下能发生晶界 “弓弯”形核但核心不易长大在“弓弯”部分伴随着 一定的晶格转动；在高应变量下亚结构充分发展导 致一定程度的连续动态再结晶过程的发生形成细 小晶粒． 参 考 文 献 ［1］ 单爱党林栋梁陈明伟等．大晶粒 Fe3Al 基合金的超塑性．金 属学报199531B（1）：35 ［2］ Lin DLin T CShan Aet al．Superplasticity in large-grained Fe3Al alloys．Intermetallics19964：489 ［3］ Lin D LLiu Y．Microstructural evolution and mechanisms of superplasticity in large-grained iron aluminides．Mater Sci Eng 1999268A：83 ［4］ Chu J PLiu I MWu J Het al．Superplastic deformation in coarse-grained Fe－27Al alloys．Mater Sci Eng1998258A：236 ［5］ Gao D CYang W YHuang Xet al．Superplastic deformation in a coarse-grained Fe3Al based alloy．Scripta Mater200144：501 ［6］ Nieh T GWadsworth J．Microstructural characteristics and deformation properties in superplastic intermetallics．Mater Sci Eng 1997239／240A：88 ［7］ Chu J PWu J HYasuda H Yet al．Electron backscattered diffraction study on superplastic properties of coarse-grained Fe－ 27at％ Al．Intermetallics20008：39 ［8］ Huang X XYang W YSun Z Q．Enhanced ductility in coarse grained Fe3Al alloys．Intermetallics200412：1019 ［9］ Derby BAshby M F．On Dynamic Recrystallization．Scripta Metall198721（6）：879 ［10］ Wusatowska-Sarnek A MMiura HSakai T．Nucleation and microtexture development under dynamic recrystallization of copper．Mater Sci Eng2002323A：177 Microstructure evolution of a Fe3A-l based alloy with coarse initial grains deformed at elevated temperature WA NG Fei 1）LI Longfei 1）Y A NG Wangyue 2）SUN Zuqing 1） 1） State Key Laboratory for Advanced Metals and MaterialsUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT The microstructure evolution of a Fe3A-l based alloy was investigated by uniaxial compression tests on a Gleeble1500hot simulation test machine at850℃ and a strain rate of10－3s －1．The results indicated that under the present deformation conditions the dynamic recrystallization of the Fe3A-l based alloy occurred．At low strainthe nuclei of dynamic recrystallization formed by bulging of initial grain boundariesi．e．discontinuous dynamic recrystallization occurred；but the growth of the nuclei became more difficult with increasing strain．At large strainfiner dynamic recrystallized grains formed by the process of continuous dynamic recrystallization． KEY WORDS Fe3A-l based alloys；dynamic recrystallization；bulging；dynamic recovery；substructure ·998· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷