【引言】

镁合金由于密度低，比强度高，其应用前景非常广泛、潜力出众。然而，由于六方晶体结构的局限性，导致室温可开动的滑移系统有限，因而在室温条件下塑形比较低。另外，镁合金在变形过程中也会出现很强的变形基面织构，造成块体材料有非常强的各向异性，不利于进一步的加工处理。几十年来，研究人员通过开发热加工技术和添加合金化元素尝试改变和弱化强的基面织构。 其中，最重要的发现是通过在镁合金中添加稀土（RE）元素能够大幅度弱化基面织构，并形成一种特别的”稀土织构“。这种织构能够改善镁合金的形变能力和提高镁合金的各向同性。在过去的20年当中，许多”稀土织构“形成的机理和假设被报道。比如 形核位置的选择性，非基面滑移的增加，晶粒的取向生长，溶质原子和析出相的阻碍和钉扎等等，但是大部分机理没有达成共识。 验证所有提出来的机理和假设需要设计很多复杂实验，而且也不能研究的很彻底。Prof Mark Rainforth课题组官迪凯博士集中研究了不同形核位置对再结晶织构演变的影响。

一、孪晶再结晶晶粒对再结晶织构有重要贡献

在过去的20年，研究人员普遍认为孪晶再结晶晶粒在长大过程中受到原有的孪晶界的限制，晶粒尺寸不会超过孪晶的大小，因而在完全再结晶以后，孪晶对再结晶织构的影响似乎是非常有限的。然而，也有文献报道，孪晶再结晶晶粒是可以长出原有的孪晶界的，但是没有统计孪晶再结晶体积分数。电子背散射衍射技术（EBSD）近些年来被用来鉴别孪晶类型，分析再结晶织构，统计晶粒大小和晶粒取向。然而，大部分研究得到的EBSD 结果都是针对再结晶过程中的一个点或者几个单独的点来进行研究，而不是针对一个连续的再结晶过程，这样导致得到的实验结论不能全面阐述孪晶再结晶机理。Prof Mark Rainforth和官迪凯博士通过准原位EBSD 跟踪研究了整个静态再结晶过程中各种类型的孪晶再结晶的过程。研究结果表明，常见的拉伸孪晶（10-12）在整个再结晶过程中不会成为有效的再结晶形核位置，而二次孪晶(10-11)-(10-12)是很活跃的形核位置，并且再结晶晶粒能够长出原有孪晶界和消耗变形晶粒，尤其是二次孪晶以网状形态分布。经过统计，作者发现孪晶再结晶晶粒的体积分数占到了整个再结晶体积分数的~70%, 表明孪晶，尤其是网状分布的二次孪晶再结晶晶粒对再结晶织构有重要贡献，推翻了以前一贯认为的贡献非常有限的理论(D. Guan, W.M. Rainforth, L. Ma, B. Wynne, J. Gao, Acta Mater. 126 (2017) 132-144)

图1 准原位EBSD IPF 图，退火温度490°C

(a–e) 拉伸孪晶; (f–k) 拉伸孪晶，二次孪晶; (l–q) 网状分布的二次孪晶

图2 再结晶体积分数随着退火时间的变化

二、孪晶再结晶形成”稀土织构”的机理研究

上述研究中，作者采用的是比较大的初始晶粒的样品，所以在一定的研究区域中，晶粒个数有限，不利于做再结晶织构的统计研究。作者在接下来的研究中分析了一个初始晶粒尺寸比较小的WE43 镁合金样品，有利于进行代表性的统计分析。再一次利用准原位EBSD 技术对整个再结晶过程进行了全程跟踪(热处理时间达到了1520分钟)，解答了困扰了研究人员多年的以下几个问题：

(1)在镁稀土合金中，孪晶再结晶能形成“稀土织构”吗？（2）如果能形成，是再结晶形核阶段形成还是再结晶晶粒长大过程中形成？（3）在晶粒长大过程中，晶粒是否有取向生长，取向生长的原因是什么？

本文采用的WE43镁合金是经过固溶处理的样品，所以第二相粒子对再结晶的影响可以忽略。经过冷轧后，有大量的孪晶产生，但是基本上没有看到剪切带，所以剪切带对再结晶的影响也可以不用考虑。因此，对于形核位置而言，在这个实验中作者只用考虑原有晶界和冷轧长生的孪晶对再结晶织构的影响。通过准原位EBSD 的跟踪，作者发现“稀土织构”在形核阶段就已经产生，而且这个织构的形貌一直维持到了再结晶结束。在整个再结晶过程中，没有发生晶粒取向生长而是各个取向的经历均匀生长。

图3 准原位EBSD IPF 图

(a) 5; (b) 12; (c) 21; (d) 39; (e) 90; (f) 114; (g) 163; (h) 242; (i) 341; (j) 520; (k) 920; (l) 1520 分钟退火

图4 再结晶晶粒(0002) 极图

(a) 5; (b) 12; (c) 21; (d) 39; (e) 90; (f) 114; (g) 163; (h) 242; (i) 341; (j) 520; (k) 920; (l) 1520 分钟退火

另外，通过很细致的观察，作者发现很少有晶粒在原有的晶界上形核并长大。为了探究其原因，准原位的SEM 也被采用来观察退火过程中晶界的变化。 结果发现在再结晶的过程中，有析出相有选择性的在原有晶界和孪晶界上析出，抑制了原有晶界的移动，从而限制了晶界再结晶的产生，因为晶界再结晶主要是通过strain induced boundary migration。这也是一个间接的原因为什么基面织构会被弱化。而且，析出相的产生也抑制了晶粒的取向生长，这是再结晶织构在整个过程中被稳定维持下来的主要原因(D. Guan, W.M. Rainforth, J. Gao, J. Sharp, B. Wynne, L. Ma, Acta Mater. 135 (2017) 14-24 ).

图5 准原位 SEM 图

(c）12 分钟退火；(d) 对应的高倍图；(e) 163 分钟退火；(f) 242 分钟退火

三、再结晶过程中伴随析出相的产生和对晶粒长大的影响

WE43镁合金的固溶温度一般为525 ˚C， 在上述研究中退火温度为490 ˚C非常接近固溶温度。因此在一个温度的高温退火中出现这种析出，析出相长大，析出相慢慢溶解的过程是比较少见的。作者利用原位透射电镜（in-situ TEM）技术清晰展示了这一个过程，并且用准原位EBSD 和SEM 研究了析出相颗粒对再结晶晶粒长大的影响（D. Guan, J. Nutter, J. Sharp, J. Gao, W. Mark Rainforth, Scr. Mater. 138 (2017) 39-43）

图6 准原位EBSD IPF 图和对应的SEM 图

(a-b) 冷轧; (c-d) 退火720s; (e-f) 退火1260s; (g-h) 退火9780s; (i-j) 退火14520s; (k-l) 退火20460s, 490˚C ;(m) 退火1260s后样品高倍背散图显示析出相钉扎晶界，抑制再结晶晶粒的长大 (红线)

四、剪切带再结晶织构的机理研究

在镁稀土合金中，剪切带再结晶织构可以弱化形变基面织构，但是是否会形成”稀土织构”没有达成共识，最主要的原因是研究人员研究的合金成分和含量不一样，导致织构控制的因素也不尽相同。在以下研究中，作者通过多重冷轧和热处理，使得最后冷轧后的WE43样品有了更小的晶粒尺寸，第二相粒子基本上都已经固溶到基体，而且产生了孪晶和大量的剪切带。 为了统计孪晶对再结晶织构的影响，文章先用中倍准原位EBSD 跟踪了整个再结晶过程，发现孪晶再结晶对最终织构的贡献只有~5.6%。接下来，又采用高倍准原位EBSD跟踪晶界再结晶对织构的影响，结果表明相对于剪切带再结晶织构，晶界再结晶对整个织构的影响也可以忽略。最后，作者用低倍准原位EBSD技术跟踪了整个再结晶过程来统计剪切带再结晶织构的演化。

图7 准原位中倍EBSD IPF 图

(a) 285s; (b) 585s; (c) 975s; (d) 1575s; (e) 2775s; (f) 5175s 退火. 再结晶晶粒来源于孪晶形核位置的被用椭圆和圆圈标记

图8 准原位高倍EBSD IPF 图

(a) 冷轧; (b) 585s; (c) 975s; (d) 1575s; (e) 2775s; (f) 5175s 退火; (g) 标记的晶粒为晶界再结晶晶粒;(h)（0002）散点(g)中标记晶粒极图; (i) 剪切带再结晶晶粒极图; (j) 图（f）中所有晶粒极图

图9 准原位低倍EBSD IPF 图

(a) 285s; (b) 585s; (c) 975s; (d) 1575s; (e) 2775s; (f) 5175s 退火

通过准原位EBSD 的跟踪，作者发现无论实在晶粒形核阶段还是晶粒长大过程中，“稀土织构”并没有产生，而是弱化了的基面织构伴随有其他离散分布的弱织构，而且这种织构形貌一直维持到了再结晶结束。在整个再结晶过程中，没有发生晶粒取向生长而是各个取向的经历均匀生长。同样的，作者也发现了在再结晶过程中的析出相的出现，长大和溶解的过程。

图10 再结晶晶粒主要来源于剪切带结晶的(0002) 极图

(a) 285s; (b) 585s; (c) 975s; (d) 1575s; (e) 2775s; (f) 5175s 退火

图11 各个晶粒取向的再结晶晶粒的平均晶粒尺寸随退火时间的变化

图12 背散射SEM照片

(a) 285s; (b) 585s; (c) 975s; (d) 5175s  490 °C 退火

在本文中，作者近似计算了析出相的钉扎力和剪切带对再结晶的驱动力。结果表明，驱动力基本上为钉扎力的两倍，所以析出相的出现只能减缓再结晶的晶粒长大速度，抑制晶粒的取向生长，而不能完全阻碍再结晶晶粒的生长。

另外，文章也探讨了再结晶温度对于再结晶织构的影响，当退火温度低于固溶温度时，再结晶要不被完全抑制，要不再结晶织构不会出现明显的弱化。而当退火温度高于固溶温度时，再结晶织构明显偏离了基面织构，而且大小晶粒的织构各不相同。这个结果表明在高温退火时出现了晶粒取向生长。而控制取向生长的原因不是溶质原子或者析出粒子的作用，而是因为不同的高低晶界能导致不同的迁移速度。

图13 在等温退火时，析出相和再结晶在不同温度下的相互影响

最后，文章也阐述了剪切带的分布和密度对再结晶的织构也有非常重要的影响。在常规的未添加稀土的镁合金中，剪切带一般分布比较稀疏，而且一般不以网状分布，所以再结晶晶粒很难长出剪切带的范围，导致对最终的再结晶织构贡献较少。然而，晶界再结晶在后期过程中起到了主导作用，所以完全再结晶后，在常规镁合金中一般得到基面织构（D. Guan, W.M. Rainforth, J. Gao, L. Ma, B. Wynne, Acta Mater，https://doi.org/10.1016/j.actamat.2017.12.019 ）。

团队介绍

University of Sheffield Prof Mark Rainforth, 英国皇家工程院院士，主要从事微观结构表征，陶瓷和合金设计研究。详细个人介绍可见https://www.sheffield.ac.uk/materials/staff/wmrainforth01

官迪凯博士，2015年博士毕业于谢菲尔德材料学院，师从Prof Mark Rainforth。 2011年硕士毕业于中南大学材料学院，师从梁叔全教授，研究镁合金。博士毕业后，以博士后的身份加入到EPSRC DARE 项目，主要负责镁合金机理研究和高强镁合金的设计。已经以第一作者或通讯作者在Acta Materialia, Scripta Materialia, Journal of Alloys and Compounds, MSEA, Materials and Design发表文章数篇。

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