不同溫度退火處理后Al-Mg與Al-Mg-Sc合金板材的織構(gòu)演變

姜 鋒，黃宏鋒，趙 娟，韋莉莉

不同溫度退火處理后Al-Mg與Al-Mg-Sc合金板材的織構(gòu)演變

姜 鋒，黃宏鋒，趙 娟，韋莉莉

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

采用X射線衍射反射法在角度(α)為0～75°時測量Al-Mg和Al-Mg-Sc合金板材經(jīng)不同退火溫度處理后的不完整極圖，應(yīng)用三維取向分布函數(shù)(ODF)以及晶粒取向匯集目標(biāo)線(α、β取向線)研究合金冷軋板材中織構(gòu)的形成及其在退火過程中的演變規(guī)律。結(jié)果表明：Al-Mg合金冷軋板材中主要存在Brass織構(gòu){011}〈211〉和Copper織構(gòu){112}〈111〉，退火溫度升高到300 ℃時，Al-Mg合金板材的形變織構(gòu)逐漸消失，Brass織構(gòu)和Copper織構(gòu)分別向立方織構(gòu){001}〈100〉以及旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu){001}〈110〉轉(zhuǎn)變；添加Sc元素沒有改變Al-Mg合金板材冷軋織構(gòu)組分，但織構(gòu)極密度和取向密度明顯增強(qiáng)；退火溫度升高到450 ℃時，Al-Mg-Sc合金板材的部分Brass織構(gòu)和Copper織構(gòu)才向立方織構(gòu)和旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)轉(zhuǎn)變，表明Sc的加入使Al-Mg-Sc合金在退火過程的再結(jié)晶溫度顯著提高。

Al-Mg-Sc合金；織構(gòu)；退火；取向分布函數(shù)

形變織構(gòu)和再結(jié)晶織構(gòu)是合金板材中最為常見的織構(gòu)類型，對合金的綜合性能影響最大。就鋁合金而言，形變織構(gòu)主要是由于金屬多晶體中的晶粒取向在塑性變形過程中發(fā)生變化而引起的，晶粒的取向變化情況與晶粒受力狀態(tài)關(guān)系密切，因此，合金成分和加工工藝對形變織構(gòu)狀態(tài)有重要影響，不同的織構(gòu)組態(tài)則決定了不同的平面各向異性值[1]。經(jīng)過塑性變形的金屬存在以位錯為主的晶體缺陷，儲能較高，在加熱條件下易發(fā)生再結(jié)晶使基體儲能得以釋放，快速生長的晶粒取向決定再結(jié)晶織構(gòu)的類型，在此過程中，形變織構(gòu)沿晶粒易長大的晶體學(xué)方向向再結(jié)晶織構(gòu)轉(zhuǎn)變。根據(jù)再結(jié)晶形核理論[2]以及 HUMPHERYS[3]的研究成果可知，溫度和第二相粒子是影響再結(jié)晶的最主要因素。在此基礎(chǔ)上，前人對各系鋁合金的形變織構(gòu)和再結(jié)晶織構(gòu)都做了相關(guān)研究[4]，SINGH 等[5]揭示了6×××鋁合金板材在生產(chǎn)加工過程中織構(gòu)的演變規(guī)律；MITSUTOSHI[6]引入遺傳算法優(yōu)化設(shè)計(jì)織構(gòu)分布來減少鋁合金的各向異性；BENUM[7]重點(diǎn)研究了第二相粒子的析出狀態(tài)對鋁合金的再結(jié)晶織構(gòu)組態(tài)的影響。

Al-Mg系合金具有良好的綜合性能，越來越受到廣大研究者的關(guān)注。研究發(fā)現(xiàn)[8?9]，添加微量的Sc元素能顯著改善傳統(tǒng)的Al-Mg系合金強(qiáng)度不夠高，不可熱處理強(qiáng)化以及受熱容易軟化等不足，極大提高Al-Mg合金的綜合性能。同樣，不同的織構(gòu)組態(tài)和晶粒取向?qū)l-Mg和Al-Mg-Sc合金的綜合性能有顯著影響。為了進(jìn)一步改善結(jié)構(gòu)材料Al-Mg以及Al-Mg-Sc合金的綜合性能，對合金在不同加工條件下晶粒取向的分布進(jìn)行研究，揭示在此過程中織構(gòu)組態(tài)的演變規(guī)律和影響因素是一個重要的研究課題，但目前與此相關(guān)的研究鮮見報道。為此，本文作者針對 Al-Mg和Al-Mg-Sc合金板材加工工藝特點(diǎn)，應(yīng)用取向分布函數(shù)(ODF)重點(diǎn)研究在不同穩(wěn)定化退火溫度處理過程中Al-Mg以及Al-Mg-Sc合金板材織構(gòu)的組分、演變規(guī)律及其影響因素，對比分析并討論兩種合金在退火過程中的再結(jié)晶機(jī)制，以期為控制再結(jié)晶織構(gòu)組態(tài)從而提高板材成型性奠定基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

研究材料為在工廠條件下生產(chǎn)的 Al-6Mg-0.4Mn(中國牌號5A06)及Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc -0.1Zr(俄羅斯牌號1570)合金。以工業(yè)純鋁、純鎂及Al-Mn、Al-Sc和Mg-Zr中間合金為原料采用水冷半連續(xù)鑄造工藝制備鑄錠，鑄錠經(jīng)多道次熱軋得到6 mm熱軋板，總變形量為85%；熱軋板再經(jīng)多道次冷軋得到2 mm冷軋板。從冷軋板上截取15 mm×10 mm×2 mm的樣品，分別在130、250、300、350、450和550 ℃下進(jìn)行穩(wěn)定化退火處理1 h，出爐后空冷。

對經(jīng)不同溫度退火處理的樣品進(jìn)行表面拋光處理，經(jīng)多道水磨砂紙粗磨后，依次采用 400#、800#、1200#金相砂紙細(xì)磨，將細(xì)磨好的樣品依次放入NaOH溶液和HCl溶液浸泡以除去樣品表面的應(yīng)力層。分別采用D8 Discover X射線衍射織構(gòu)儀對樣品進(jìn)行織構(gòu)測試?？棙?gòu)測量采用CuK輻射，測試中使樣品作平動，管電壓為40 kV，管電流為40 mA，掃測按同心圓步進(jìn)方式進(jìn)行，測量步長為5°，測量{111}、{200}、{220}這 3個不完整極圖(極圖測繪范圍 α=0～75°，β=0～360°)。利用 Bunge球諧函數(shù)與級數(shù)展開法計(jì)算ODF極圖，結(jié)果用恒φ2的ODF截面圖表示。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 Al-Mg合金的冷軋及退火織構(gòu)

在Bunge系統(tǒng)中，用圖解法分析ODF截面時通過(φ1，Φ，φ2)來確定各ODF截面所對應(yīng)的織構(gòu)類型，對立方晶系，相應(yīng)的織構(gòu)解析關(guān)系式為

式中：H，K，L為晶面指數(shù)；u，v，w為晶向指數(shù)。

結(jié)合式(1)和(2)可計(jì)算各織構(gòu)所對應(yīng)的歐拉角，從而標(biāo)出各織構(gòu)組分在歐拉空間的位置，如圖1所示。圖2(a)所示為Al-Mg合金試樣經(jīng)多道次軋制變形后恒φ2為 0°、45°、60°和 65的 ODF截面圖。結(jié)合圖 1分析發(fā)現(xiàn)，Al-Mg合金冷軋板整體織構(gòu)組態(tài)具有較強(qiáng)的面心立方金屬形變織構(gòu)特征，表現(xiàn)為典型的 Brass織構(gòu)取向{011}〈112〉和 Copper復(fù)合織構(gòu){112}〈111〉，取向密度等級均超過6級，此外還有S織構(gòu)取向{123}〈634〉(φ1=59°，Φ=37°，φ2=63°)，這 3 種軋制織構(gòu)均分布在面心立方金屬β取向線上，由Copper織構(gòu)取向開始，經(jīng)過S取向再轉(zhuǎn)到Brass織構(gòu)取向。各織構(gòu)取向密度在β取向線上的分布見圖3(b)。容易發(fā)現(xiàn)，Al-Mg合金冷軋板中Brass織構(gòu)和Copper織構(gòu)取向密度最強(qiáng)，等級接近于7級，S織構(gòu)取向次之為5.5級。此外，結(jié)合圖3(a)發(fā)現(xiàn)冷軋板中還有少量的Goss織構(gòu)。

圖1 歐拉空間織構(gòu)分布示意圖Fig.1 Schematic diagram of texture distribution in Euler space

圖2 Al-Mg合金在不同退火溫度下的ODF圖Fig.2 ODFs maps of Al-Mg alloys at different annealing temperatures: (a) Cold-rolled; (b) 130 ℃, 1 h; (c) 250 ℃, 1 h; (d) 350 ℃,1 h; (e) 450 ℃, 1 h

圖2 (b)和(c)所示為 Al-Mg合金冷軋板分別經(jīng)過(130 ℃, 1 h)和(250 ℃, 1 h)低溫穩(wěn)定化退火處理后的恒φ2的ODF截面圖。由圖3可知，低溫穩(wěn)定化退火并沒有改變Al-Mg合金的織構(gòu)組態(tài)。隨著退火溫度的升高，在α、β取向線上，部分Goss取向的晶粒向鄰近的Brass取向偏轉(zhuǎn)，使得Goss取向密度有所下降。Brass取向上的晶粒也向S取向和Copper織構(gòu)偏轉(zhuǎn)。使S織構(gòu)和Copper織構(gòu)有所增強(qiáng)，而Brass織構(gòu)強(qiáng)度無明顯變化。結(jié)合圖5(a)發(fā)現(xiàn)，低溫退火過程中Al-Mg合金總體仍然以形變織構(gòu)組分為主。

隨著穩(wěn)定化退火溫度的進(jìn)一步升高，Al-Mg合金織構(gòu)組分變化明顯，形變織構(gòu)組分降低，再結(jié)晶織構(gòu)顯著增強(qiáng)。圖2(d)和(e)所示為Al-Mg合金冷軋板以及分別經(jīng)過(350 ℃, 1 h)和(450 ℃, 1 h)退火處理后的ODF截面圖。由圖3和5(a)可知，退火溫度達(dá)到350℃時，Al-Mg合金中Brass織構(gòu)、Copper織構(gòu)和S 織構(gòu)急劇下降，合金整體織構(gòu)組態(tài)主要由立方織構(gòu){001}〈100〉和旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu){001}〈110〉組成，繼續(xù)升高穩(wěn)定化退火溫度到450 ℃，Al-Mg合金板材織構(gòu)無明顯變化。

圖3 Al-Mg合金冷軋板在退火過程中的取向密度變化Fig.3 Changes of orientation densities of cold rolled Al-Mg sheet in annealing process: (a) α fibre; (b) β fibre; (c) Positions of β fibre

2.2 Al-Mg-Sc合金的冷軋及退火織構(gòu)

將 Al-Mg-Sc合金冷軋后再進(jìn)行不同溫度穩(wěn)定化退火處理，對其織構(gòu)組分進(jìn)行分析發(fā)現(xiàn) Al-Mg-Sc合金與Al-Mg合金有相同的織構(gòu)組態(tài)(見圖4(a)和(b))。冷軋態(tài)表現(xiàn)為Brass織構(gòu)、Copper織構(gòu)和S織構(gòu)， 但Brass織構(gòu)強(qiáng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于Copper織構(gòu)和S織構(gòu)。各織構(gòu)組分相比Al-Mg合金都有明顯增強(qiáng)。在穩(wěn)定化退火過程中，Al-Mg-Sc合金晶粒取向轉(zhuǎn)變與Al-Mg合金相似。低溫穩(wěn)定化退火階段，在α、β取向線上，Al-Mg-Sc合金晶粒取向由S取向逐漸流向Brass取向，S織構(gòu)強(qiáng)度稍有下降。與此同時，部分Brass織構(gòu)向Goss取向的晶粒轉(zhuǎn)變。隨著穩(wěn)定化退火溫度的逐漸上升，Copper織構(gòu)向旋轉(zhuǎn)立方取向偏轉(zhuǎn)，當(dāng)溫度達(dá)到550°時，在α、β取向線上的形變織構(gòu)強(qiáng)度急劇下降，Al-Mg-Sc合金試樣中立方織構(gòu)和旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)顯著增強(qiáng)，此外還保留有部分Brass織構(gòu)，合金整體表現(xiàn)為強(qiáng)的再結(jié)晶織構(gòu)組分(見圖4(c)和5(b))。

3 分析與討論

3.1 Al-Mg以及Al-Mg-Sc合金冷軋板形變織構(gòu)的形成分析

Al-Mg合金和Al-Mg-Sc合金試樣經(jīng)過軋制變形，在冷軋板內(nèi)均出現(xiàn)了面心立方金屬中常出現(xiàn)的{011}〈211〉和{112}〈111〉等軋制織構(gòu)(見圖 2(a)和 4(a))。根據(jù)金屬塑性加工原理，Al-Mg合金以及Al-Mg-Sc合金軋制織構(gòu)的形成主要是在多道次軋制過程中，合金試樣中的晶體受到軋制平面法線方向上的壓縮力和軋制方向上的拉伸力共同作用，晶體沿著特定晶面和晶向發(fā)生滑移。晶粒在拉伸力的作用下會發(fā)生轉(zhuǎn)動，使滑移方向和拉力方向差異趨于減??；壓縮力的作用使得傾斜的滑移面的法線轉(zhuǎn)向和壓力方向一致。由于晶體塑性形變抗力的各向異性，根據(jù)臨界分切應(yīng)力定律：

圖4 Al-Mg-Sc合金在不同退火溫度下的ODF圖Fig.4 ODF maps of Al-Mg-Sc alloys at different annealing temperatures: (a) Cold-rolled; (b) 450 ℃、1 h; (c) 550 ℃、1 h

圖5 合金冷軋板退火過程各織構(gòu)組分體積分?jǐn)?shù)的變化Fig.5 Volume fraction change of main texture components during annealing process: (a) Al-Mg alloy; (b) Al-Mg-Sc alloy

式中：μ為拉伸形變?nèi)∠蛞蜃?；τc為臨界分切應(yīng)力；σs為屈服應(yīng)力。取向因子的大小取決于拉伸方向分別與滑移面法向及滑移方向的夾角余弦cosφ和cosλ。對于面心立方金屬，滑移在分切應(yīng)力最大(即取向因子μ最大)的滑移系統(tǒng)上進(jìn)行。圖6所示為面心立方結(jié)構(gòu)的極射赤面投影[10]，根據(jù)面心立方結(jié)構(gòu)的晶體學(xué)對稱性，并結(jié)合面心立方金屬{111}〈110〉滑移系取向因子 μ值的反極圖[11]分析可知，三角形[001]-[-111]-[011]中晶體拉力軸方向接近[123]，[135]的H取向處在高取向因子區(qū)域，易發(fā)生滑移，此時主滑移系統(tǒng)為(111)[101]。在軋向拉力作用下使晶體發(fā)生旋轉(zhuǎn)，拉力軸線方向轉(zhuǎn)向[101]，當(dāng)穿過[001]-[111]聯(lián)線時次滑移系(111)[011]開始取代原系統(tǒng)，拉力軸線往回轉(zhuǎn)向新的滑移方向[011]。當(dāng)超過[001]-[111]聯(lián)線原先的滑移系統(tǒng)重新激活，故而拉力軸方向來回倒轉(zhuǎn)最后轉(zhuǎn)到[001]-[111]聯(lián)線上的[112]，因?yàn)樵摲较蛘煤蚚101]及[011]對稱，此種狀態(tài)兩滑移系統(tǒng)的取向因子完全相同。與此同時，最初與H方向正交的壓力軸線方向(圖中的C點(diǎn))也發(fā)生移動，在壓縮力作用下，C應(yīng)該轉(zhuǎn)向[111]，但當(dāng)H穿過[001]-[111]聯(lián)線時，由于此滑移系統(tǒng)取代了原滑移系統(tǒng)，所以C又轉(zhuǎn)向[111]。最后C的取向停在了[1 10]。因此，面心立方結(jié)構(gòu)的 Al-Mg合金以及Al-Mg-Sc合金在軋制過程中出現(xiàn)組分含量較高的Brass織構(gòu){011}〈211〉。

圖6 面心立方晶體在軋制過程中的取向變化Fig.6 Orientation changes of FCC crystal in rolling process

結(jié)合以上分析，面心立方金屬僅以位錯滑移方式變形時取向{011}〈211〉和{112}〈111〉均為較穩(wěn)定取向，在軋制過程中晶粒取向容易流向這兩個取向，因此，在Al-Mg合金以及Al-Mg-Sc合金冷軋板中這兩種織構(gòu)組分強(qiáng)度比較高(見圖 2(a)和 4(a))。由于 Al-Mg及Al-Mg-Sc合金具有面心立方的晶體結(jié)構(gòu)，具備有5個獨(dú)立滑移系統(tǒng)以保證各晶粒形變的協(xié)調(diào)性，因而在軋制過程中晶體有多個滑移系統(tǒng)能同時啟動，晶體塑性變形時處在更為復(fù)雜的應(yīng)力應(yīng)變狀態(tài)，Brass織構(gòu)會被較為復(fù)雜的織構(gòu)代替，因此，冷軋板中還存在有Copper織構(gòu)，Goss織構(gòu)以及少量S織構(gòu)等混合型織構(gòu)組分(見圖3和5)。

3.2 Sc對Al-Mg合金冷軋板形變織構(gòu)形成的影響

在Al-Mg及Al-Mg-Sc合金冷軋板中，除了發(fā)現(xiàn)有較強(qiáng)的 Brass織構(gòu)等典型的軋制織構(gòu)外，還發(fā)現(xiàn)Al-Mg-Sc合金冷軋板中的Brass織構(gòu)顯著強(qiáng)于Al-Mg合金冷軋板中的 Brass織構(gòu)(見圖 2(a)、4(a)和 5)。根據(jù)晶體塑性變形理論以及大量研究表明，塑性變形金屬中形變織構(gòu)組分含量與金屬位錯滑移有很大關(guān)系，Brass織構(gòu)的材料不易發(fā)生交滑移，如果提高軋制溫度使得交滑移得以大量進(jìn)行，則有助于使織構(gòu)向Copper織構(gòu)轉(zhuǎn)變。當(dāng)加工工藝相同時，Sc元素使 Al-Mg-Sc合金的晶粒顯著細(xì)化，組織形貌得以改善。研究發(fā)現(xiàn)[12]，在塑性變形過程中，晶粒的尺寸對流變應(yīng)力有顯著影響。晶粒細(xì)化使得位錯自由路程可以直達(dá)晶界，造成位錯塞積，不利于交滑移的進(jìn)行。此外，在Al-Mg-Sc合金中還存在與Al基體共格的Al3Sc粒子，根據(jù)Fleischer理論[12]，在加工過程中Al3Sc粒子對位錯的阻礙作用力F可以表示為

式中：T為位錯張力，近似取值為μb2，其中μ為彈性模量，b為位錯的伯氏矢量。位錯在切應(yīng)力τ的作用下向前運(yùn)動的過程中會被彌散分布于基體中的 Al3Sc粒子釘扎而發(fā)生彎曲，隨著 τ的增大，θ達(dá)到一個臨界值θc，F(xiàn)也增大到峰值Fm，所對應(yīng)的切應(yīng)力就是晶體的屈服應(yīng)力：

圖7所示為位錯被點(diǎn)狀障礙阻擋示意圖。其中：λ為 Al3Sc粒子的平均間距。根據(jù)以上可知，當(dāng) Al3Sc粒子在基體中的分布越密集，則對位錯的阻礙作用越明顯，位錯滑移越困難。另外，由于Al3Sc粒子與基體收縮系數(shù)的不同并存在共格關(guān)系，在粒子周圍會產(chǎn)生應(yīng)力應(yīng)變場，進(jìn)一步增大位錯通過此區(qū)域的阻力，所以在軋制過程中更不易出現(xiàn)交滑移。因此，Al-Mg-Sc合金冷軋板中的Brass織構(gòu)得以保存下來并顯著增強(qiáng)。

圖7 位錯被點(diǎn)狀障礙阻擋示意圖Fig.7 Schematic diagram of dislocation hindered by point defect

在多道次變形過程中Al3Sc粒子對位錯滑移的顯著阻礙作用，不但對Brass織構(gòu)和Cupper織構(gòu)的形成有重要影響，同時也增強(qiáng) Al-Mg-Sc合金的再結(jié)晶溫度，使軋制過程中的動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶難以發(fā)生，因此，部分立方織構(gòu)組態(tài)在Al-Mg合金冷軋板中得以保留，而在Al-Mg-Sc合金強(qiáng)度較弱。

3.3 冷軋織構(gòu)在退火過程中的演變

由于Al-Mg和Al-Mg-Sc合金冷軋板經(jīng)過大的形變，合金位錯密集，形變儲能較高。在退火過程中，這部分儲能促進(jìn)再結(jié)晶的進(jìn)行，伴隨著再結(jié)晶晶粒的形核長大和晶界遷移，變形合金的擇優(yōu)取向會沿著特定晶體學(xué)方向轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶織構(gòu)。由試驗(yàn)可知，Al-Mg和Al-Mg-Sc合金冷軋板中含有典型的β纖維軋制織構(gòu)，在穩(wěn)定化退火過程中，合金軋制織構(gòu)含量逐漸減少，再結(jié)晶織構(gòu)組分逐漸增多(見圖2(d)、圖2(e)、圖4(c)和圖 5)，充分退火處理后合金織構(gòu)組態(tài)為再結(jié)晶織構(gòu)。

退火織構(gòu)的形成是一個復(fù)雜的晶體位向轉(zhuǎn)變過程，有諸多影響因素。在大量實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)上，前人提出了許多織構(gòu)轉(zhuǎn)變機(jī)制和理論模型。COOK和RICHARDS[13]研究發(fā)現(xiàn)，形變織構(gòu)類型對退火織構(gòu)形成有很大關(guān)系，變形織構(gòu)越清晰，穩(wěn)定化退火生成的再結(jié)晶織構(gòu)的輪廓也會越清楚。結(jié)合圖6分析，面心立方金屬{001}〈100〉取向處在高 μ值區(qū)，在軋制過程中這些晶粒取向容易流向{011}〈211〉取向形成brass織構(gòu)，RIDHA和RICHARDS[14]研究發(fā)現(xiàn)，軋制變形可以使得取向{001}〈100〉可以向(011)[100]和(011)[100]兩個子取向轉(zhuǎn)動，使 Goss取向{011}〈100〉可以向(011)[211]和(011)[211]兩個子取向轉(zhuǎn)動，因此在穩(wěn)定取向之間會留下轉(zhuǎn)動痕跡，從而建立起相應(yīng)的過渡帶結(jié)構(gòu)。同樣，Al-Mg和Al-Mg-Sc合金冷軋板中強(qiáng)烈的Brass和Goss軋制織構(gòu)是立方織構(gòu)的晶體，它們也是在冷變形材料中以立方織構(gòu)的痕跡所形成，均處在立方織構(gòu)晶體滑移的過渡帶中，取向接近于{112}〈111〉的大變形Cupper織構(gòu)也與立方織構(gòu)的痕跡相聯(lián)系。因此，在退火過程中，合金中晶粒的主要再結(jié)晶方向與形變織構(gòu)之間晶界發(fā)生移動，不斷將形變織構(gòu)并沒而長大，從而導(dǎo)致相應(yīng)的形變織構(gòu)向立方織構(gòu)轉(zhuǎn)變。READ和 SHOCKLEY[15]將此晶界的可動性表示為能量的函數(shù)：

式中：Ε為晶界能；θ為位向差；Ε0和A為常數(shù)；在面心立方金屬中可動性最大的晶界是繞〈111〉軸轉(zhuǎn)動30°～50°，間或有繞〈100〉軸轉(zhuǎn)動。圖 8 和 9 為 Al-Mg和 Al-Mg-Sc合金冷軋板中的形變織構(gòu)在退火過程中轉(zhuǎn)變?yōu)橥嘶鹂棙?gòu)的演變示意圖，隨著退火溫度的進(jìn)一步升高，再結(jié)晶驅(qū)動力的不斷增大，{011}〈211〉取向的晶粒會繞〈111〉軸做 30°的轉(zhuǎn)動，使{011}〈211〉不斷向{112}〈110〉取向區(qū)域聚集，Brass織構(gòu)組分不斷降低，{112}〈110〉取向?yàn)椴环€(wěn)定取向，該取向的晶粒在退火過程中會繞〈100〉軸轉(zhuǎn)動形成 Goss織構(gòu)和穩(wěn)定的立方織構(gòu)，從而完成了由形變織構(gòu)向穩(wěn)定的退火織構(gòu)的轉(zhuǎn)變。{112}〈111〉取向在退火過程中會繞〈110〉軸做轉(zhuǎn)動流向旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)。使得合金旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)組分上升(見圖5)。因此，隨著退火的進(jìn)一步進(jìn)行，合金形變織構(gòu)組分不斷下降，立方退火織構(gòu)組分上升(見圖5)。在退火過程中，Al-Mg和Al-Mg-Sc合金主要是立方過渡帶形核機(jī)制。Sc元素沒有改變Al-Mg合金形變織構(gòu)轉(zhuǎn)變機(jī)制，但是在退火過程中析出的A13(Sc, Zr)顆粒對晶界遷移具有很明顯的阻礙作用，再結(jié)晶前沿向未再結(jié)晶基體中前進(jìn)受阻礙，使再結(jié)晶晶核成長受阻，不利于再結(jié)晶的發(fā)生，穩(wěn)定化退火溫度高于450 ℃時，Al-Mg-Sc合金形變織構(gòu)的取向密度仍然沒有明顯下降(見圖2和5(b))，當(dāng)退火溫度達(dá)到550 ℃時，合金發(fā)生再結(jié)晶，形變織構(gòu)的強(qiáng)度才劇烈下降。因此，Al-Mg-Sc合金的再結(jié)晶溫度有較大提高。

圖8 冷軋態(tài)織構(gòu)形態(tài)示意圖Fig.8 Schematic diagram of texture morphology of coldrollded alloy

圖9 退火過程織構(gòu)的演變Fig.9 Texture evolvement in annealing process

由于形變織構(gòu)中 S取向{123}〈634〉與再結(jié)晶織構(gòu)R取向{124}〈211〉非常接近，Al-Mg合金在退火過程中發(fā)生原晶界形核，S取向不斷流向R取向，使R織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)上升。但是在 Al-Mg-Sc合金中由于存在阻礙晶界移動的析出相粒子，結(jié)晶初期R取向的晶粒常會遇到相似、互補(bǔ)的取向，此時很難繼續(xù)長大，所以R織構(gòu)被抑制。

4 結(jié)論

1) Al-Mg以及Al-Mg-Sc合金冷軋板的晶粒取向主要在β取向線上聚集，織構(gòu)組分相似，主要是Brass織構(gòu){011}〈211〉，S 織構(gòu){123}〈634〉以及 Copper 織構(gòu){112}〈111〉 3 種形變織構(gòu)。

2) 隨著穩(wěn)定化退火溫度的升高，Al-Mg以及Al-Mg-Sc合金冷軋板中的形變織構(gòu)都有減弱趨勢，并逐漸向立方織構(gòu)和旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)等再結(jié)晶織構(gòu)轉(zhuǎn)變。Sc對 Al-Mg合金冷軋板織構(gòu)類型以及在穩(wěn)定化退火過程中織構(gòu)轉(zhuǎn)變機(jī)制影響不大。

3) Al-Mg合金在300 ℃穩(wěn)定化退火時，發(fā)生再結(jié)晶，形變織構(gòu)強(qiáng)度劇烈下降，立方織構(gòu)和旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)強(qiáng)度迅速上升。Al-Mg-Sc冷軋板在退火溫度達(dá)到550 ℃時，再結(jié)晶織構(gòu)強(qiáng)度才迅速上升，Sc使Al-Mg合金的再結(jié)晶溫度得到極大提高。

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Texture evolution of Al-Mg and Al-Mg-Sc alloy sheets after annealing at different temperatures

JIANG Feng, HUANG Hong-feng, ZHAO Juan, WEI Li-li
(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The uncompleted pole figures of Al-Mg and Al-Mg-Sc alloy sheets after annealing at different temperatures were measured by X-ray diffractometry at angle (α) from 0° to 75°. The texture compositions and their evolution law were analyzed by the orientation distribution functions(ODF) and the collection of grain orientation (α and β fibre). The results indicate that the brass {011}〈211〉 and copper {112}〈111〉 textures are primary in Al-Mg alloy cold-rolled sheets.When the annealing temperature increases to 300 ℃, the deformed textures disappear gradually, the brass and copper textures translate into cube and cube-rotation textures, respectively. Sc element addition can not change the texture compositions of Al-Mg alloy cold-rolled sheets, but it makes the pole and orientation densities increase significantly. For Al-Mg-Sc alloy sheet, the texture translations occur until the annealing temperature rises to 450 ℃, partial brass and copper textures change into the cube and cube-rotation textures, which indicates that Sc element addition would evidently enhance the recrystallization temperature of Al-Mg-Sc alloy in the annealing process.

Al-Mg-Sc alloy; texture; annealing; orientation distribution function

TG146.2

A

1004-0609(2010)12-2283-08

湖南省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(10JJ2042)

2010-01-28；

2010-09-02

姜 鋒，教授，博士；電話：0731-88877682；E-mail：jfeng@mail.csu.edu.cn

(編輯 龍懷中)