朱 濤，黃光杰，曹玲飛，譚文杰，趙 飛, 3

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晶粒尺寸及取向?qū)Z31合金板材室溫拉伸塑性變形與斷裂機制的影響

朱 濤1, 2，黃光杰1，曹玲飛1，譚文杰2，趙 飛2, 3

(1. 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400081； 2. 貴州大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，貴陽 550025；3. 貴州省材料結(jié)構(gòu)與強度重點實驗室，貴陽 550025)

對AZ31鎂合金軋制態(tài)板材分別在473~673 K溫度范圍退火1 h以獲得不同初始顯微組織。通過金相顯微鏡、背散射電子衍射分析(EBSD)和力學(xué)試驗機，研究晶粒尺寸和取向分布對合金板材室溫單向靜拉伸過程塑性變形和斷裂機制的影響。結(jié)果表明，晶界取向角呈連續(xù)分布有利于晶粒協(xié)調(diào)塑性變形。隨著晶粒尺寸的降低，晶界對室溫塑性變形的貢獻增大，晶界與位錯滑移和孿生的交互作用增強。對于取向角均呈連續(xù)分布的473 K和573 K退火態(tài)板材，平均晶粒尺寸分別為3.6 μm和9.5 μm，塑性變形主導(dǎo)機制由晶界滑動和位錯滑移轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы缁瑒?、位錯滑移和孿生，斷裂機制由微孔聚集型轉(zhuǎn)變?yōu)槲⒖拙奂秃徒饫硇突旌闲蛿嗔逊绞健?73 K退火態(tài)板材的平均晶粒尺寸達22.9 μm，塑性變形主導(dǎo)機制為位錯滑移和孿生。此時，由于晶界取向角呈離散分布，晶粒協(xié)調(diào)塑性變形能力差，斷裂機制轉(zhuǎn)變?yōu)榻饫頂嗔选?/p>

AZ31合金軋制板材；晶粒尺寸；取向；塑性變形；斷裂機制

鎂合金具有高的比強度和比剛度、良好的電磁屏蔽和阻尼性等優(yōu)點，在交通運輸、航空航天、電子等節(jié)能減重領(lǐng)域具有廣泛應(yīng)用前景[1?2]。然而，由于純鎂為密排六方結(jié)構(gòu)，且軸比/接近1.63，室溫下僅有兩個獨立的á?滑移，孿生成為重要的室溫塑性協(xié)調(diào)變形機制。因此其室溫塑性變形能力差。另外，經(jīng)過傳統(tǒng)擠壓或軋制等塑性加工后的鎂合金通常具有強的基面織構(gòu)，導(dǎo)致其力學(xué)各向異性增強，二次加工成形性惡化[3?4]。細化晶粒和弱化基面織構(gòu)是改善鎂合金室溫塑性和力學(xué)各向異性的重要途徑[5?7]?；诖?，國內(nèi)外學(xué)者廣泛開展了合金化以及等徑角擠壓、異步軋制和累積疊軋等塑性加工技術(shù)及工藝對鎂合金晶粒尺寸、基面織構(gòu)、力學(xué)性能和成形性的研究[8?15]。然而，有研究表明，鎂合金的室溫塑性，特別是拉伸成形性并非晶粒越細小越好。晶粒尺寸和取向極大地影響鎂合金室溫塑性變形和斷裂行為，從而對板材二次成形性產(chǎn)生重要影響。例如，HU等[16]采用不同軋制工藝制備了7~18 μm不同晶粒尺寸和基面織構(gòu)的AZ31鎂合金板材，研究其對力學(xué)性能和脹形性能的影響。結(jié)果表明，晶粒細化雖然提高板材的力學(xué)性能，但不利于提高板材的脹形性能。而基面織構(gòu)減弱提高板材厚度方向變形能力和脹形性能。CHINO等[17]研究表明，鎂合金板材中粗晶粒有利于在塑性變形過程中形成孿晶，有利于厚度方向的應(yīng)變，從而提高其拉伸成形性。KOIKE等[18]采用等徑角擠壓結(jié)合退火制備了平均晶粒尺寸約6.5 μm的鎂合金，研究其室溫單向拉伸塑性變形行為。GUO等[19]研究了不同軋制方式制備的AZ31合金板材晶粒尺寸(5~24 μm)、基面織構(gòu)和孿生對板材屈服強度和加工硬化行為的影響。LIU等[20]研究了取向?qū)Ξ惓４缶ЯZ31合金板材室溫塑性變形和宏觀斷裂形貌的影響。上述研究主要集中在晶粒尺寸和取向?qū)λ苄宰冃涡袨?、機制[21]以及成形性的影響，而關(guān)于塑性變形機制和斷裂機制的聯(lián)系仍有待進一步研究。另外，目前制備5 μm以下的鎂合金主要是采用擠壓、等徑角擠壓或累積疊軋獲得的，而通過傳統(tǒng)軋制方式獲得晶粒細小鎂合金板材的報道并不多見。對軋制板材從細晶粒尺寸到粗大晶粒尺寸并結(jié)合取向分析對室溫塑性變形和斷裂機制影響及其變化規(guī)律研究的報道亦不多見。本文作者利用前期研究工作中獲得的軋制工藝，結(jié)合退火處理獲得了不同晶粒尺寸(3.6~22.9 μm)和初始織構(gòu)的AZ31鎂合金板材，研究其室溫靜拉伸過程的塑性變形機制和斷裂機制，對鎂合金軋制板材二次加工成形等方面具有重要的指導(dǎo)意義。

1 實驗

實驗材料為AZ31鎂合金熱軋板坯，其主要成分(質(zhì)量分數(shù))如下：Al 3.1%，Zn 1.1%，Mn 0.3%，Mg余量。沿該熱軋板坯軋向(RD)、橫向(TD)和法向(ND)截取尺寸為60 mm×60 mm×4 mm的板坯。將板坯加熱到673 K保溫0.5 h，然后以5%~15%道次壓下量進行軋制，獲得總壓下量約40%的軋制態(tài)板材。對該軋制板材分別在473、573 和673 K不同溫度下退火 1 h，以獲得不同初始晶粒尺寸和取向的退火態(tài)板材。在板材上線切割標距為15 mm×4 mm×1.5 mm(RD×TD×ND)的矩形拉伸試樣。

采用GX51型Olympus金相顯微鏡進行金相顯微組織觀察。腐蝕劑為乙酸苦味酸酒精混合溶液。采用商用ACII溶液對退火態(tài)試樣的RD×ND面以及拉伸試樣斷口附近TD×ND面進行電解拋光，拋光電壓為20V，電流0.05 A，時間約60 s。然后采用配有HKL公司Channel 5電子背散射衍射系統(tǒng)的SUPRA40掃描電鏡對試樣中部區(qū)域附近進行微觀形貌和取向分析，加速電壓為20 kV，掃描步長0.5~1 μm。宏觀織構(gòu)采用型號為Rigaku D/max?2500PC的X射線衍射儀進行測試。室溫單向拉伸力學(xué)性能在型號為CMT5205電子萬能試驗機上進行測試。拉伸方向與板材軋制方向(RD)一致，拉伸速率為0.5 mm/min。

2 結(jié)果與分析

2.1 初始顯微組織和織構(gòu)

AZ31鎂合金軋制板材經(jīng)473、573和673 K不同溫度退火1 h后的金相顯微組織和宏觀織構(gòu)分別如圖1和2所示。由圖1(a)可見，473 K退火組織主要為細小的等軸狀晶粒，同時仍存在少量形變長條狀晶粒。這表明此時靜態(tài)再結(jié)晶并未完全進行。這種形變長條狀晶粒將可能導(dǎo)致板材力學(xué)各向異性增大。隨著退火溫度的升高，晶粒尺寸增大。采用截線法統(tǒng)計了其平均晶粒尺寸，分別為約3.6、9.5和22.9 μm。

由圖2的宏觀織構(gòu)可見，473 K退火態(tài)板材基面織構(gòu)強度最低，為5.237。另外，基面織構(gòu)沿TD方向呈雙峰分布。文獻[22]指出，孿晶是{0002}雙峰織構(gòu)的主要誘因。由此可見，本研究473 K退火態(tài)板材的基面織構(gòu)分布特點與軋制工藝及其不完全靜態(tài)再結(jié)晶退火有關(guān)。573 K退火態(tài)板材的基面織構(gòu)強度較473 K退火態(tài)略有升高，為5.499。但基面織構(gòu)雙峰分布特征消失，主要沿TD方向以及與TD呈一定夾角的方向連續(xù)分布。而673K退火態(tài)板材，基面織構(gòu)強度明顯增大，達6.859，且呈不連續(xù)的彌散狀分布。

圖1 AZ31 鎂合金板材不同退火態(tài)下的金相顯微組織

為進一步分析AZ31鎂合金板材晶粒尺寸和取向?qū)λ苄宰冃魏蛿嗔褭C制的影響，圖3給出了各退火態(tài)板材軋面微觀區(qū)域的EBSD分析結(jié)果?？梢钥吹剑魍嘶饝B(tài)IPF圖中大部分晶粒呈紅色，表明晶粒的基面取向(軸)與板材ND向平行，為鎂合金板材典型的基面織構(gòu)特征。

圖2 AZ31鎂合金板材不同退火態(tài)下的極圖

圖3 AZ31鎂合金板材不同退火態(tài)下的IPF(上圖)、取向角分布和{0002}極圖(下圖)

隨退火溫度升高，形變儲存能不斷減少，晶粒不斷長大，對應(yīng)的＜10°的取向角不斷減少，而~30°取向角則呈增加趨勢。對573 K和673 K退火態(tài)，取向角僅在~30°處呈單峰分布。需要指出的是，573 K退火態(tài)的取向角總體呈連續(xù)變化的分布特點，而673 K退火態(tài)的取向角在＜30°和＞55°的分布范圍急劇減少，呈不連續(xù)分布特征。

綜上可見，微觀取向角分布能在一定程度上反映顯微組織的狀態(tài)。結(jié)合文獻[26]和本研究中顯微組織及取向角分布特點可知，473、573和673 K退火態(tài)組織分別對應(yīng)著不完全靜態(tài)再結(jié)晶、完全靜態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶異常長大3種狀態(tài)。另外，圖3中微區(qū)的(0002)極圖結(jié)果顯示，基面織構(gòu)強度隨退火溫度的變化趨勢總體與宏觀織構(gòu)(見圖2)的相一致。

2.2 力學(xué)性能

不同退火態(tài)板材的室溫單向靜拉伸工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線如圖4所示。為便于分析討論，將各退火態(tài)下的平均晶粒尺寸、宏觀基面織構(gòu)強度及其力學(xué)性能(抗拉強度m和斷后伸長率)結(jié)果統(tǒng)計于表1中?？梢钥闯?，晶粒尺寸細小的473 K退火態(tài)板材流變應(yīng)力高于573 K和673 K退火態(tài)板材。這主要是由于該板材顯微組織晶粒尺寸細小、且位錯密度較高所致。隨著晶粒尺寸增大，板材的抗拉強度m呈降低的變化趨勢，但斷后伸長率并非單調(diào)地增加或減小，而是在平均晶粒尺寸居中的9.5 μm時達到最大值。這進一步表明鎂合金室溫塑性變形能力并非晶粒越細小越好。值得指出的是，對于673 K退火態(tài)板材，由于基面織構(gòu)強和取向角不連續(xù)分布，導(dǎo)致抗拉強度并未明顯降低，而斷裂伸長率降至最低。

圖4 鎂合金板材不同退火態(tài)下室溫拉伸工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線

表1 不同退火態(tài)下平均晶粒尺寸、基面織構(gòu)及力學(xué)性能

綜上可見，板材基面織構(gòu)強，呈離散分布時，對應(yīng)的取向角不連續(xù)分布，晶粒協(xié)調(diào)塑性變形能力差，板材塑性差。在基面織構(gòu)強度相對較弱且接近的情況下，盡管隨著晶粒尺寸減小，晶界對室溫塑性變形的貢獻增強，但AZ31鎂合金板材的室溫塑性并非隨晶粒細化而單調(diào)升高。因此有必要深入分析晶粒尺寸和取向分布對室溫塑性變形機制和斷裂機制的影響。

2.3 斷口附近顯微組織

對不同退火態(tài)試樣拉伸斷口附近的金相顯微組織進行觀察，同時借助EBSD進行取向分析以探尋微觀塑性變形機制，結(jié)果分別如圖5和6所示。

由圖5所示拉伸斷口附近金相組織可以看出：對于473 K退火態(tài)板材，平均晶粒尺寸約為3.6 μm，斷口附近顯微組織主要為細小的等軸狀晶粒和大小不一的黑色空洞(見圖5(a)中白色箭頭所示)，空洞尺寸接近甚至遠超過平均晶粒尺寸。僅在個別較粗大的晶粒中能觀察到稀少的具有平直界面的孿晶。這表明，此細小晶粒尺寸條件下，孿生已不是協(xié)調(diào)室溫塑性變形的主導(dǎo)機制。由文獻[27]可知，空洞是金屬蠕變斷裂中較為常見的金相組織特點，是晶界滑動與晶內(nèi)滑移交互作用的結(jié)果。另外，文獻[18]的研究結(jié)果指出，細晶粒鎂合金在室溫單向靜拉伸過程將激活非基面滑移。由此可以推斷，473 K退火態(tài)板材的室溫塑性變形主導(dǎo)機制為位錯滑移和晶界滑動。關(guān)于空洞形成分析如下：對于該晶粒細小的退火態(tài)板材，在載荷作用下，將沿最大切應(yīng)力方向產(chǎn)生晶界滑動，導(dǎo)致在三晶粒交界處形成應(yīng)力集中。該應(yīng)力集中極易通過激活滑動晶界前方晶粒的非基面滑移所松弛。隨著非基面滑移的激活，晶內(nèi)位錯滑移和晶界(滑動)的交互作用不斷增強，將在晶界產(chǎn)生交割，引起應(yīng)力集中，成為空洞的萌生地。隨著塑性變形的進行，空洞不斷長大并連接，形成裂紋。

圖5 不同退火態(tài)AZ31合金板材單向靜拉伸斷口附近的顯微組織

圖6 不同退火態(tài)合金板材單向靜拉伸斷口附近的IPF(上圖)、{0002}極圖(中圖)和取向角分布(下圖)

對于573 K退火態(tài)板材，平均晶粒尺寸約為9.5 μm(見圖5(b))，斷口附近的金相顯微組織中能較明顯地觀察到平直界面的孿晶，同時還能觀察到黑色的微小孔洞(白色箭頭所示)和平直小裂紋(黑色箭頭所示)。這表明此時晶界、孿生和位錯滑移都可能參與協(xié)調(diào)塑性變形。

當平均晶粒尺寸急劇增大到22.9 μm(見圖5(c))，斷口附近顯微組織中的孿晶顯著增多，同時空洞數(shù)量和尺寸(相對于晶粒尺寸而言)則明顯減少。仍然存在黑色的平直裂紋(圖5(c)中黑色箭頭所示)。這表明孿生對塑性變形的貢獻增大，而晶界協(xié)同塑性變形能力顯著減弱。此時塑性變形初期產(chǎn)生的孿晶界因阻礙位錯運動而導(dǎo)致位錯塞積，將成為裂紋源的萌生地。這是圖5(c)中平直裂紋形成原因。

綜上可見，隨著晶粒尺寸和取向的變化，斷口附近金相顯微組織中的孿晶、“空洞”和平直的微小“裂紋”均發(fā)生了變化。這表明AZ31鎂合金板材在室溫拉伸塑性變形過程中“激活”的位錯、孿生和晶界及其交互作用發(fā)生改變，從而對塑性變形行為和斷裂產(chǎn)生影響。這將進一步在斷口附近的微觀取向和斷口形貌中進行分析驗證。

由圖6(a)可見，473 K退火態(tài)板材經(jīng)室溫單向靜拉伸后，大量與RD向平行的綠色柱面取向晶粒偏轉(zhuǎn)至ND向，但幾乎未見基面取向~86°的大角度偏轉(zhuǎn)。這表明晶粒取向偏轉(zhuǎn)并非拉伸孿生所致。另外，不同取向的晶粒沿ND向至TD向呈準連續(xù)分布。這可能是晶粒協(xié)調(diào)塑性變形過程中沿此方向不斷發(fā)生偏轉(zhuǎn)的結(jié)果，與裂紋擴展的方向相對應(yīng)。下文拉伸斷口形貌(見圖7(a))中主裂紋擴展方向與此相吻合。進一步結(jié)合取向角分布可見，取向角在＜10°角度和~30°位置分別呈現(xiàn)峰值分布特點，而~86°取向角分布幾乎可以忽略。這表明在此細小的晶粒尺寸下，板材室溫拉伸塑性變形的主導(dǎo)機制為位錯滑移和晶界滑動。由于位錯滑移和晶界的交互作用導(dǎo)致＜10°和~30°兩取向峰之間的取向角呈連續(xù)分布。這進一步驗證了上述斷口附近金相組織分析中所獲得的結(jié)論。

圖7 不同退火態(tài) AZ31鎂合金板材單向靜拉伸斷口形貌

對于573 K退火態(tài)板材經(jīng)室溫單向靜拉伸后(見圖6(b))，除了與RD向平行的綠色柱面取向晶粒外，與TD向平行的藍色柱面取向晶粒也偏轉(zhuǎn)至ND向，且主要沿RD向分布。其他取向晶粒在RD-TD面呈相對彌散的分布，各取向晶?？傮w仍保持連續(xù)分布特點。此時，取向角除了在＜10°和~30°位置呈峰值分布以外，~86°的取向角所占份數(shù)明顯增大。這表明除了位錯滑移、晶界滑動外，(拉伸)孿生也對室溫拉伸塑性變形產(chǎn)生了貢獻。拉伸孿晶因臨界剪切應(yīng)力較低，將在塑性變形初期優(yōu)先產(chǎn)生。一方面，孿晶界和晶界均會在后續(xù)塑性變形過程阻礙位錯運動，導(dǎo)致位錯塞積，對應(yīng)的＜10°晶界取向角顯著增多，呈強的峰值分布。另一方面，塑性變形初期產(chǎn)生的孿晶因改變晶粒取向，有利于激活新的滑移系，從而促進后續(xù)變形時位錯、孿晶界和晶界三者之間的交互作用，導(dǎo)致裂紋擴展路徑復(fù)雜。這將有利于提高室溫拉伸塑性變形能力。這在力學(xué)性能結(jié)果(見圖4)和拉伸斷口形貌(見圖7(b))中均得到證實。

對于673 K退火態(tài)板材經(jīng)室溫單向靜拉伸后(見圖6(c))，取向角在＜10°和~86°位置的呈峰值分布，而~30°的取向角分布顯著減少。這表明，位錯滑移和(拉伸)孿生是該退火態(tài)板材室溫塑性變形的主導(dǎo)機制。這也是常規(guī)鎂合金室溫塑性變形主導(dǎo)機制。由于該退火態(tài)板材基面織構(gòu)強，當沿RD向進行單向拉伸時，伴隨產(chǎn)生的TD向拉應(yīng)力更容易激活拉伸孿晶，導(dǎo)致基面取向晶粒偏轉(zhuǎn)~86°至TD方向，而柱面取向晶粒偏轉(zhuǎn)至ND向(見圖6(c)中(0002)極圖所示)。由于此時晶界協(xié)調(diào)塑性變形能力急劇減弱，因此塑性變形初期產(chǎn)生的孿晶界以及晶界均會阻礙后續(xù)塑性變形時的位錯運動，造成位錯塞積，導(dǎo)致＜10°的晶界取向角分布增至最大。需要指出的是，圖6(c)IPF圖與圖5(c)相比，孿晶數(shù)量存在差異。這主要是由于圖6(c)采集的區(qū)域較相對較小，而室溫塑性變形時變形的不均勻可能導(dǎo)致孿晶在某些局部區(qū)域較多，而某些區(qū)域相對較少。

綜上可見，晶粒尺寸和取向明顯影響AZ31鎂合金板材的室溫塑性變形機制。隨著晶粒尺寸減小，晶界協(xié)調(diào)塑性變形能力增強，塑性變形機制發(fā)生改變。本實驗條件下，平均晶粒尺寸為9.5 μm的AZ31鎂合金板材的綜合力學(xué)性能較好。這是由于位錯滑移、孿生和晶界滑動及其交互作用均對其室溫塑性產(chǎn)生貢獻。

2.4 斷口形貌

圖7所示為不同退火態(tài)板材室溫單向靜拉伸試樣的斷口形貌。473 K退火態(tài)板材低倍下的宏觀斷口形貌(見圖7(a))中有一條幾乎貫穿TD向的主裂紋。高倍斷口形貌中(見圖7(d))可觀察到許多幾乎呈等軸狀的“韌窩”。這是微孔聚集型斷裂的典型微觀斷口特征，表明其斷裂機制主要為微孔聚集型斷裂。隨著晶粒尺寸增大，573 K退火態(tài)板材宏觀斷口形貌中(見圖7(b))除了和473K退火態(tài)類似的沿TD向的主裂紋外，還有“人字形”花樣和“河流狀”花樣。這表明裂紋擴展路徑變得更多也更復(fù)雜。高倍斷口形貌(見圖7(e))中除了有等軸狀的韌窩外，還可以觀察到舌狀花樣及解理臺階，說明此時不僅存在微孔聚集型斷裂，還伴隨有解理斷裂。根據(jù)上文分析可知，這種混合型的斷裂機制是其塑性變形過程位錯滑移、晶界滑動和孿生及其交互作用的結(jié)果。673 K退火態(tài)板材斷口形貌中，斷口平齊，無明顯主裂紋(見圖7(c))，高倍下主要為許多不同高度的解理面和解理臺階(見圖7(f))，是典型的解理斷裂。文獻[26]指出，密排六方點陣金屬解理斷裂的解理面為(0001)面。結(jié)合圖6(c)中的微觀取向分析結(jié)果可知，由于拉伸孿生導(dǎo)致基面取向由ND向偏轉(zhuǎn)約90°至TD向。此時，發(fā)生拉伸孿生后的基面(0001)與板法向(ND向)平行。由此可以推測，解理斷裂的解理面與拉伸孿晶中的(0001)面有關(guān)。這可能是由于晶粒協(xié)調(diào)塑性變形能力差且晶界對塑性變形貢獻急劇減弱，隨塑性變形的進行孿晶界及晶界處應(yīng)力集中不斷加劇，從而導(dǎo)致裂紋萌生，最后沿孿生晶粒(0001)面發(fā)生解理斷裂。

3 結(jié)論

1) 隨著AZ31鎂合金板材平均晶粒尺寸由較粗大的22.9 μm減小到約3.6 μm，晶界對塑性變形貢獻增強，室溫塑性變形主導(dǎo)機制由常規(guī)的位錯滑移和孿生轉(zhuǎn)變?yōu)槲诲e滑移和晶界滑動，斷裂機制由解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)槲⒖拙奂螖嗔选?/p>

2) 晶界取向角呈連續(xù)分布有利于晶粒協(xié)調(diào)塑性變形。本試驗條件下，平均晶粒尺寸約為9.5 μm的板材室溫塑性變形能力最大。此時晶粒尺寸和取向分布協(xié)同塑性變形能力最強，導(dǎo)致位錯滑移、晶界滑動和孿生及其交互作用均對室溫塑性變形產(chǎn)生貢獻，斷裂機制為微孔聚集型斷裂和解理斷裂共同存在的混合型斷裂。

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(編輯 何學(xué)鋒)

Influence of grain size and misorientation of AZ31 alloysheets on plastic deformation and fracture mechanismsduring tensile test at room temperature

ZHU Tao1, 2, HUANG Guang-jie1, CAO Ling-fei1, TAN Wen-jie2, ZHAO Fei2, 3

(1. College of Materials Science and Engineering, Chongqing University, Chongqing 400081, China;2. School of Materials and Metallurgy, Guizhou University, Guiyang 550025, China;3. The Key Laboratory for Mechanical behavior and Microstructure of Materials, Guiyang 550025, China)

Different initial grain sizes and misorientation of AZ31 alloy sheets were obtained by different annealing temperatures of 473?673 K for 1 h, respectively. The mechanisms of plastic deformation and fracture were investigated by optical microscope, EBSD and tensile test with strain rate of 1×10?3s?1at room temperature. The results show that the continuous distribution of grain boundary misorientation angle(GBMA) inclines to improve the ability of grain coordination plastic deformation. With decreasing grain sizes, the contribution of grain boundary on plastic deformation at room temperature increases for improving the interaction between grain boundary sliding(GBS) and dislocation slipping(DS) as well as twinning. As for the alloy sheets annealed at 473 K and 573 K, which present the mean grain sizes of about 3.6 μm and 9.5 μm with continuous distribution of GBMA in both, the mechanism of plastic deformation transforms from the domination of interaction of GBS and DS to that of GBS, DS and twinning. And the fracture mechanism transforms from the micropore aggregation fracture to the mixture fracture, combining with micropore aggregation and cleavage. While as for the sheet annealed at 673 K, characterized by the average grain size of about 22.9 μm and disperse distribution of GBMA, the mechanism of plastic deformation is dominated by DS and twinning, and the fracture mechanism changes into cleavage fracture for the poor ability of grain coordination plastic deformation.

as rolled AZ31 alloy sheet; grain size; misorientation; plastic deformation; fracture mechanism

Project(QKH LH[2015]7651) supported by the Joint Fund of Science and Technology Department of Guizhou Province, China

2016-10-25;

2017-07-21

HUANG Guang-jie; Tel: +86-23-65112334; E-mail: gjhuang@cqu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.11.02

1004-0609(2017)-11-2195-09

TG146.2

A

貴州省聯(lián)合基金項目(黔科合LH字[2015]7651號)

2016-10-25；

2017-07-21

黃光杰，教授，博士；電話：023-65112334；E-mail：gjhuang@cqu.edu.cn