孪晶诱发的AZ31镁合金静态再结晶行为

2018-11-19石晶晶崔凯旋汪炳叔邓丽萍

材料工程 2018年11期

石晶晶，叶朋，崔凯旋，汪炳叔，邓丽萍，王晨，李强

(福州大学材料科学与工程学院，福州 350108)

镁合金为密排六方(hcp)结构材料，室温变形能力差[1]。在中低温塑性变形过程中容易产生裂纹。退火再结晶是金属材料重要的物理冶金过程之一，也是软化形变材料、改善金属材料组织和性能的重要方式。因此，退火在金属材料塑性加工生产中有广泛的应用。镁合金退火过程的静态再结晶晶核一般容易在晶界及其附近形成，也可以在形变带或者孪晶附近形成[2-4]。目前普遍认为金属材料中存在以下两种不同的再结晶机制：不连续静态再结晶和连续静态再结晶，且在高温退火过程中主要发生连续再结晶现象[5-6]。纯镁主要的静态再结晶形核机制有晶界弓弯形核、亚晶生长形核和孪生形核几种形式[7]。在实际的退火过程中，再结晶机制是非常复杂的，影响因素众多。

孪晶在镁合金中低温变形过程中发挥着重要的作用，塑性变形引入的各种孪晶组织作为特殊的形变组织，对后续退火过程的静态再结晶行为具有重要影响[8]。Li等[4]发现，AZ31镁合金变形时产生压缩孪晶和拉伸孪晶，且在退火时压缩孪晶是静态再结晶优先形核位置。杨平等[9]发现，孪晶界是新的再结晶形核地点,孪晶首先可将晶粒进一步分割，一个晶粒内孪晶变体出现的越多，退火过程晶粒细化的效果应越好。Jäger等[10]发现，AZ31镁合金静态再结晶过程中新晶粒优先在孪晶片层及孪晶片层交叉处形核并沿孪晶方向长大。Robson等[11]发现，镁合金退火过程中粗大的第二相颗粒促进再结晶形核与长大。Kabir等[12]发现，静态再结晶过程可以使织构弱化，而在静态再结晶完成后的晶粒粗化阶段，织构又会得到加强。黄洪涛等[13]发现，以拉伸孪晶为主的AZ31镁合金形变组织在静态再结晶过程中，绝大多数再结晶晶粒优先在原始晶界处形核，少数再结晶晶粒在拉伸孪晶内部形核。Yi等[14]发现，二次孪晶交叉处是纯镁静态再结晶新晶粒的优先形核位置。而曾真[15]发现，不同初始取向的样品在室温下轧制变形17%后，变形组织的差异性不明显，其完全再结晶组织差异也不大。

以往这些研究大都基于孪晶在镁合金静态再结晶过程中的作用，以及静态再结晶过程中的形核位置和整体的细化晶粒效果。但是对于再结晶过程形成的新晶粒与基体的关系、各个新晶粒之间的取向关系，以及新晶粒如何影响退火织构等问题尚缺乏深入系统的研究。本工作将主要探讨孪生诱发的静态再结晶行为，通过在变形时引入特定的孪生类型，在不同的时间下退火，采用电子背散射衍射技术(EBSD)，对退火后的组织定量进行表征，分析在孪晶组织内部新形核的静态再结晶小晶粒与孪晶组织和基体的取向关系，研究孪生组织内部的静态再结晶小晶粒的形核和长大机制。

1 实验材料与方法

本工作所用实验材料为商用的AZ31(Mg-3%Al-1%Zn，质量分数，下同)镁合金热轧退火板材，具有较强的{0001}基面织构。初始组织大部分为等轴晶，平均晶粒尺寸为50μm，如图1所示。实验所用试样为沿板材轧向RD切取的φ8mm×12mm圆柱试样样品，压缩方向平行于板材的横向，即样品大部分晶粒的c轴与压缩方向垂直，取样方式如图1(c)所示。试样在CMT5504万能试验机上进行室温压缩变形，压缩速率为1mm/min，变形量为16%。压缩变形后的样品在箱式炉中进行250℃退火，退火时间分别为3，20min和60min。退火后的样品进行机械研磨，再用AC2电解抛光液在0℃进行电解抛光，电压为20V，电流为0.4A，时间为120s。利用Zeiss Supra 55型场发射扫描电镜(SEM)进行电子背散射衍射(EBSD)表征，并使用HKL Channel 5系统进行样品的微观取向分析。

2 结果与分析

2.1 退火微观组织演变

图1 轧制前样品的微观组织及织构(a)取向成像图； (b){0001}极图；(c)取样示意图Fig.1 Microstructure and texture of samples before rolling(a)orientation map;(b){0001} poleFigure; (c)schematic diagram of samples used for compression test

由图2的退火组织演变情况可看出，样品退火3min后，显微组织中依然存在大量的二次孪晶和拉伸孪晶，只有局部区域发生了再结晶，且再结晶小晶粒的形核位置主要发生在局部的孪晶片层内部，在其他区域则保留了形变孪晶的组织特征，此外，在红色线条表示的拉伸孪晶内部，并未发现明显的再结晶小晶粒，这说明这些拉伸孪晶组织不利于再结晶形核。随着退火时间的延长，整个孪晶组织逐渐被再结晶小晶粒取代，完全再结晶后，孪晶界面特征消失。

图3 形变量为16%样品静态再结晶不同阶段取向差及旋转轴分布图(a)250℃退火3min； (b)250℃退火20min；(c)250℃退火60minFig.3 Misorientation angle and misorientation rotation axis of the samples with 16% compressing reduction at different static recrystallization stages(a)annealed at 250℃ for 3min;(b)annealed at 250℃ for 20min;(c)annealed at 250℃ for 60min

一般来说，镁合金静态再结晶驱动力主要来自于形变储存能，样品组织中不同的初始取向的晶粒，变形过程激活的变形机制有差异，导致变形时候引入的形变组织也存在差异[21]。在变形过程中产生了压缩孪生的晶粒，其片层较为狭小，孪晶界面难以迁移，易造成孪晶内部应力高度集中，从而积累较高的形变储存能，使之成为静态再结晶小晶粒优先的形核位置[4,22]。而发生了拉伸孪生的晶粒，其孪晶界面较宽，孪晶内部应力集中相对较少，内部形变储存能较低，无法为再结晶小晶粒的形核提供足够的驱动力，因而这部分晶粒在退火过程中较难发生静态再结晶。这与文献[3]中报道的结果类似。

2.2 静态再结晶晶粒形核取向分析

图4 250℃退火3min样品的区域m(a)晶粒取向成像图；(b)菊池带衬度图；(c){0001}极图Fig.4 Area m after annealing at 250℃ for 3min(a)orientation image map; (b)band contrast map;(c){0001} pole Figure

图5为区域m对应的形变量为16%的样品再结晶新晶粒取向差分布图，统计了每一个小晶粒与变形组织M的取向差，36个再结晶晶粒大多是在与基体M成38°取向差的二次孪晶带内部形核，可以看到小晶粒与基体M的取向差大部分分布范围在30°～60°之间，也可认为这些新的再结晶晶粒的取向是在38°两侧随机分布，没有明显的规律，这是由于二次孪晶内部的应力分布不均匀，局部区域储存能大，导致新形核的晶粒取向会发生偏转，使得新晶粒的取向没有择优，这也在一定程度上削弱了基面织构的强度，为材料的后续加工提供更多有利于变形的取向。

图5 形变量为16%的250℃退火3min的样品中区域 m再结晶新晶粒取向差分布图Fig.5 Misorientation angle degree of the area m with 16% compressing reduction for the sample annealing at 250℃ for 3min

图6 250℃退火3min样品的区域n(a)晶粒取向成像图； (b)菊池带衬度图；(c){0001}极图Fig.6 Area n after annealing at 250℃ for 3min(a)orientation image map;(b)band contrast map; (c){0001} pole Figure

图7 形变量为16%的250℃退火3min的样品中区域n 再结晶新晶粒取向差分布图Fig.7 Misorientation angle degree of the area n with 16% compressing reduction for the sample annealing at 250℃ for 3min

图8 静态再结晶过程的组织演变和织构演变 (a)组织演变示意图；(b)织构演变示意图；(c)退火60min 前后的{0001}极图Fig.8 Organization evolution and texture evolution of static recrystallization process(a)schematic illustration of organization evolution;(b)schematic illustration of texture evolution; (c){0001} poleFigures before annealing and annealing for 60min

图8(a)，(b)为静态再结晶过程的组织和织构演变示意图。从变形前的{0001}极图中可以看出，初始组织具有很强烈的基面织构，经过变形后产生孪晶片层切割晶粒，使组织得到初步细化，织构也对应得到初步弱化。对变形后的组织退火，在孪晶片层内部形核产生小晶粒，使组织得到进一步细化，织构得到进一步弱化。图8(c)为实验过程中初始试样的{0001}极图以及变形后再退火60min后对应的{0001}极图，可看出织构明显弱化。