（材料加工工程专业论文）镁合金塑性变形中孪生的研究.pdf

摘要 变形镁合金以其优异的性能而倍受关注，但因室温塑性较低而限制了其在工 业中的广泛应用。纯镁及大多数镁合金为h c p 结构，孪生在镁合金室温塑性变形 中起着霉要作用。丌展镁合余塑性变形过程中孪生的研究，对丰富镁合金塑性变 形理论具有重要意义。本文通过a n l 6 0 、a z 3 l 和z k 6 0 镁合金的室温压缩、室温 拉伸和热轧等试验，并借助于会相观察、x 一射线衍射、力学性能分析、断口形貌 观察等分析手段，较系统地研究了变形温度、变形程度和变形速度等变形工艺条 件对镁合会变形过程中孪生的影响规律以及孪生在塑性变形过程中的作用。主要 研究内容和结果如f ： ( 1 ) 通过a m 6 0 和a z 3 1 镁合会室温下的单向压缩、单向拉伸和平面应变压缩 试验，研究了晶粒取向、受力方式、变形速度和变形量对孪生的影响。结果表明， a m 6 0 铸锭室温下以0 2 m r n m i n 的压下速度单向压缩时，变形初期发生 1 0 1 2 ) 孪生， 变形后期发生 1 0 1 1 ) 孪生；a m 6 0 和a z 3 1 挤压板在室温压缩中主要孪生模式为 1 0 1 2 ) 孪生，只有当晶粒受到c 轴方向的拉应力或垂直于c 轴方向的压应力时才产生 1 0 1 2 ) 孪生，它对位错滑移有阻碍作用，使e d 向和t d 向的极限抗压强度高于n d 向。孪生变形对变形速度的敏感性随着孪生模式的不同而不同，a z 3 1 挤压板室温 下平面应变n 向拉伸变形时，随着变形速度的增大， 1 0 1 2 孪生来不及形成而使 材料的极限抗压强度和最大压下量都减小。 ( 2 ) 通过z k 6 0 和a z 3 1 挤压板单道次和多道次轧制以及轧制板的退火试验， 研究了热轧变形中道次压下量对孪生的影响以及多道次轧制和退火过程中孪生和 孪晶对塑性变形的作用。结果表明：z k 6 0 和a z 3 l 挤压板分别在2 5 0 和3 0 0 单 道次轧制时，随着变形量的增大，孪晶逐渐增多，接近于极限变形量时，孪晶减 少，在晶界处、孪晶界处和孪晶内发生d r x 使晶粒细化，而不完全d r x 引起了晶 粒大小差别悬殊，导致塑性变形不均匀而引发了裂纹的生成。a z 3 1 挤压板在3 0 0 多道次轧制时，孪晶成为d r x 的形核点，促使板材组织的晶粒进一步细化和均 匀化。z k 6 0 轧制板在1 0 0 2 0 0 之间3 0 m i n 退火时，孪晶可成为静态再结晶的形 核点，使晶粒细化。 关键词：镁合金； 孪生；单向压缩；平面应变压缩；轧制 璧塞塞矍堡查垄室耋圭塑墼垒 a b s t r a c t m a g n e s i u ma l l o y sa r ea t t r a c t i n gm o r ea n dm o r ea t t e n t i o n sa st h e i ra d v a n c e d p r o p e r t i e s ，b u tt h ep o o rp l a s t i c i t ya tr o o mt e m p e r a t u r el i m i t st h e i rd e v e l o p m e n ta n d e x t e n s i v ea p p l i c a t i o n si ni n d u s t r y t h el a t t i c es t r u c t u r eo fp u r em a g n e s i u ma n dm o s t m a g n e s i u ma l l o y si sh e x a g o n a l c l o s e p a c k e d ( h c p ) s t r u c t u r e ，s ot h et w i n n i n gp l a y sa l l i m p o r t a n tr o l ei nt h ep l a s t i cd e f o r m a t i o no fm a g n e s i u ma l l o y s i nt h i sp a p e r , t h r o u g h c o m p r e s s i o na n de x t e n s i o ni nr o o mt e m p e r a t u r ea n dr o l l i n gi nh i g ht e m p e r a t u r eo f a m 6 0 ，a z 31a n dz k 6 0m a g n e s i u ma l l o y s ，t h ei n f l u e n c eo fd e f o r m a t i o np r o c e s s i n go n t w i n n i n go fm a g n e s i u ma l l o y sd u r i n gd e f o r m a t i o n ，s u c ha sl o a d i n gm o d e ，d e f o r m i n g r a t ea n dd e f o r m a t i o nd e g r e e ，i s i n v e s t i g a t e db ya n a l y z i n gm i c r o s t r u c t u r e ，x r d ， m e c h a n i c a lp r o p e r t ya n df r a c t u r ep l a n e f i r s t l y , t h ei n f l u e n c eo ft h eg r a i no r i e n t a t i o n ，l o a d i n gm o d e ，d e f o r m i n gr a t ea n d d e f o r m a t i o nd e g r e eo nt w i n n i n gi sr e s e a r c h e db yu n i a x i a lc o m p r e s s i o n ，u n i a x i a l e x t e n s i o na n dp l a n e s t r a i nc o m p r e s s i o no fa m 6 0a n da z 31 i tr e s u l t st h a td u r i n g n n i a x i a lc o m p r e s s i o no fa m 6 0c a s t i n gi n g o tw i t ht h ec o m p r e s s i o nr a t eo f0 2 m m n f i n ， t h e 1 0 1 2 ) p l a n et w i n si np r i m a r yd e f o r m a t i o n ，a n dt h e 1 0 1 1 p l a n et w i n sw i t ht h e i n c r e a s i n go fc o m p r e s s i o nd e g r e e t h em a i nt w i n n i n gm o d ed u r i n gc o m p r e s s i o na ta i r t e m p e r a t u r eo fa m 6 0a n da z 3 1e x t r u d e dp l a t ei s 1 0 1 2 t w i n n i n g ，a n di ti sa c t i v a t e d o n l yw h e nt h eg r a i ni se x t e n d e dp a r a l l e l i n gt ot h ec a x i so rc o m p r e s s e dp e r p e n d i c u l a r t ot h eca x i s 1 0 1 2 ) t w i nc a nb l o c kt h es l i p p i n go fd i s l o c a t i o n ，a n di tr e s u l t si nt h e h i g h e rc o m p r e s s i v er e s i s t a n c eo ft da n de dt h a nt h a to fn d t h es e n s i t i v i t yo f d e f o r m i n gr a t et ot h et w i n n i n gc h a n g e si nr e g a r do ft h et w i n n i n gm o d e d u r i n gt h e n de x t e n s i o no fa z 31i np l a n e s t r a i nc o m p r e s s i o n ，w i t ht h ei n c r e a s i n go fd e f o r m i n g r a t e ，t h eu l t i m a t ec o m p r e s s i v er e s i s t a n c ea n du l t i m a t ec o m p r e s s i o nd e g r e ed e c r e a s ea s t h e r ei st o ol i t t l et i m ef o rt h e 10 1 2 ) t w i n n i n gt ob ea c t i v a t e d s e c o n d l y , t h ei n f l u e n c eo fr e d u c t i o np e rp a s so nt w i n n i n go fm a g n e s i u ma l l o y s d u r i n gh o tr o l l i n ga n dt h ee f f e c to ft h et w i nt ot h ep l a s t i cd e f o r m a t i o nd u r i n gr o l l i n g a n da n n e a li sr e s e a r c h e dt h r o u g hh o tr o l l i n go fz k 6 0a n da z 31e x t r u d e dp l a t ea n d a n n e a lo fz k 6 0r o l l e dp l a t e t h er e s u l t ss h o wt h a td u r i n gr o l l i n go fz k 6 0i n2 5 0 a n da z 3 1i n3 0 0 t h ef r a c t i o no f t w i ni n c r e a s e sw i t ht h ei n c r e a s i n go f d e f o r m a t i o n d e g r e e ，a n dw h e nt h ed e f o r m a t i o nd e g r e ei s c l o s et ot h el i m i t e d ，t h ed r xg r a i n s a p p e a ri ng r a i nb o u n d a r y ，t w i nb o u n d a r yo ri nt h et w i n t h ei n c o m p l e t ed r x r e s u l t si n t h ea s y m m e t r i cs i z eo fg r a i na n dt h ec r a c ki sc r e a t e d t h et w i n sp r o m o t et h en u c l e a t i o n o f d r xd u r i n gr o l l i n go f a z 3 1i n3 0 0 c ，a n dt h eg r a i np r e s e n t sf i n e r d u r i n ga n n e a lo f z k 6 0r o l l e dp l a t ei n 15 0 a n d2 0 0 f o r3 0m i n u t e s ，t h et w i nf a c i l i t a t e st h e i i n u c l e a t i o no f r e c r y s t a l l i z a t i o n ，a n dr e f i n e st h eg r a i n s k e yw o r d s ：m a g n e s i u ma l l o y ；t w i n n i n g ；u n i a x i a lc o m p r e s s i o n ；p l a n e s t r a i n c o m p r e s s i o n ；r o l l i n g 1 1 1 镁台金塑件变形中孪生的研究 附图索弓 图1 1 几种典型结构材料的比强度和比刚度1 图1 2 金属镁的晶体结构3 图1 3 镁合金 1 0 1 2 ，孪生原子运动情况6 图1 4 ( 1 0 1 2 ) 和( 1 0 1 2 ) 孪晶，黑线表示孪生面方向8 图1 5a z 3 1 镁合金2 0 0 、1 - 4 x1 0 。3 s 。1 不同变形量拉伸的t e m 图1 0 图1 6 不同取向的孪晶相交，变形温度为2 0 0 1 1 图1 7 应力集中区孪生和裂纹形核模型1 3 图1 8 h c p 会属孪生切变与轴比之间的关系1 5 图1 9 平面应变压缩c 轴拉伸和g 轴压缩的真应力真应变曲线1 5 图1 1 0a z 3 1 挤压棒室温压缩和拉伸应力一应变曲线图1 7 图1 11a z 6 1 挤压棒不同程度预变形后拉伸应力应变曲线1 8 图1 1 2 不同成份挤压镁合金拉伸变形后的微观组织一1 8 图2 1a m 6 0 铸锭取样方式及试样尺寸2 l 图2 2a m 6 0 挤压板取样方式2 2 图2 _ 3a z 3 l 挤压板取样方式2 3 图2 4 平面应变模2 3 图2 5a z 3 1 试样平面应变三种受力方式示意图2 3 图2 6a z 31 挤压板沿e d 拉伸试样一2 4 图3 1a m 6 0 挤压板单向压缩前后x 一射线衍射图2 7 图3 2a z 31 挤压板平面应变压缩前后x 射线衍射图2 9 图3 3a z 3 1 挤压板平面应变压缩前后金相组织3 0 图3 4 挤压板不同方式压缩真应力一真应变图3 1 图3 5a z 3 l 平面应变压缩断口宏观图3 3 图3 6a z 31 平面应变压缩断口扫描图3 3 图3 7 产生拉伸孪晶和压缩孪晶的应力分布 一3 5 图3 8 启动 1 0 1 2 孪生的外加应力示意图3 5 图3 9c 轴与n 向不平行的晶粒在n 向压缩时的受力图一3 6 图3 1 0n 向预拉伸变形过程中晶粒的转动3 7 图3 1 1a m 6 0 铸锭压缩组织与变形量之间的关系一3 8 图3 1 2a m 6 0 铸锭压缩组织与变形速度之间的关系4 l 图3 1 3 不同速度室温变形的真应力一真应变曲线4 2 图4 1z k 6 0 楔形板2 5 0 单道次轧制显微组织4 6 图4 2a z 3 1 楔形板3 0 0 。c 单道次轧制显微组织4 7 图4 - 3a z 3 l 挤压板3 0 0 不同道次数轧制的显微组织4 8 i v 硕士学位论文 图4 4 1 0 1 1 孪品形貌 罔4 5z k 6 0 轧制板不同温度下退火后的组织 v 5 0 5 l 堡垒塞鎏：坠錾垄皇尘皇墼堑耋 附表索引 表1 1 镁合金中的独立滑移系4 表1 2 镁合金塑性变形模式及相对临界剪切应力4 表1 3 镁合金中常见的孪晶模式和孪生要素( v = c a ) 6 表1 4 四种常见孪生系的晶粒转动角度一8 表1 5 基面全位错1 3 与孪晶界之间的相互作用1 2 表2 1a m 6 0 、a z 3l 和z k 6 0 成份表2 0 表2 2 铸锭挤压工艺参数2 1 表2 3z k 6 0 和a z 31 楔形板单道次轧制工艺参数2 4 表3 1a m 6 0 挤压扳单向压缩前后x r d 峰强比一2 6 表3 2a z 3 1 挤压板平面应变压缩前后x r d 峰强比2 8 表3 3a z 3 1 不同受力方式变形的强度和塑性3 2 表3 4 不同孪晶面1 1 日j 的交角3 9 表3 5a m 6 0 铸锭不同变形速度单向压缩下强度和塑性4 2 表3 6a z 3 1 不同变形速度平面应变压缩下强度和塑性4 2 表4 1z k 6 0 和a z 3 1 单道次轧制后的厚度和极限变形量4 5 v i 湖南大学 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取 得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何其 他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献的个 人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律后果 由本人承担。 作者签名：卅产湘 日期：7 t 咕年j _ 月，乎日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学 校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查 阅和借阅。本人授权湖南大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关 数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位 论文。 本学位论文属于 1 、保密口，在年解密后适用本授权书。 2 、不保密团。 ( 请在以上相应方框内打“”) 日期： 叼g 年，月c p 日 日期：知。5 年，月$ 日 1 1 引言 第1 章绪论 镁及其合金是目前可用的最轻的金属结构材料，具有密度低、比强度和比刚 度高、阻尼减震性好、导热性好、电磁屏蔽效果佳、机加工性能优良、零件尺寸 稳定、易回收等优点，在航空、航天、汽车、计算机、电子、通讯和家电等行业 已有多年的应用历史和广阔的应用前景i l 3 i 。特别是自2 0 世纪9 0 年代初以来， 随着原镁生产技术的迅猛发展以及能源和环保问题日趋严重，镁合金的研究和应 用得到了人们的极大关注，尤其作为结构材料方面的应用获得了极大的重视。图 1 1 列出了几种典型结构材料的比强度和比刚度h 】。镁的这些优点，使其在电子、 家电、通信、仪表及航天航空等领域的应用r 益增多，在汽车领域内，镁合金所 具有的低密度、高比强度等优点，适应了汽车轻量化的发展方向，成为2 1 世纪 汽车材料的重要组成部分。目前，世界发达国家已着手镁合金材料的大力开发与 研究，加速开发镁的应用也成为必然趋势。 与铝合金相比，镁合金的研究和发展还很不充分，镁合金的应用也还很有限。 目前，镁合金的产量只有铝合金的1 ，镁合金作为结构应用的最大用途是铸件， 其中9 0 以上是压铸件。大多数镁合金具有密排六方晶体结构，因此人们一直认 为镁合金是一种难以塑性变形、压力加工成形性能差的金属材料p 】。同时，大多 数镁合金又具有较好的铸造性能，因此目前工业镁合金大多以模铸、压铸及半固 抽l e 雌- 嘲 噜曲哦辩 同固图圈h 门几r 渤 国国国 冀： 一 一： ：冀 i r j ：i ： r ：= ：= 。：2 脯5 滕攫铡p c 0 媳。8 刚础蕊g 。熙 g f 2 0 a z 9 1 1 5 图1 1 几种典型结构材料的比强度和比刚度“ 蛐 钟 。抛 o 一龟：j-毫d一 c卜置掣2-d) 暮冒u弓0譬夺苦们-差最怠_8ds 镁合金塑性变形中孪生的研究 念工艺制造为主。但铸造法生产的镁合金晶粒不够细小，存在成份偏析，不能从 根本上解决脆坏和腐蚀问题。此外，铸件的力学性能不够理想，产品形状尺寸存 在一定的局限性，导致镁合金的使用性能和应用范围受到很大限制，而变形镁合 金则以其优异的机械性能和较高的成品率受到关注。因此，变形镁合金的研究已 成为世界镁工业发展的重要方向，而不断完善镁合金塑性变形基本理论，开发镁 合金塑性加工新技术是实现镁合金可持续发展的关键所在。 1 2 镁及镁合金的塑性变形特点 1 2 1 镁的晶体结构与位错特征 纯镁及大部分镁合金的晶体结构为密排六方( h c p ) ，其轴比( c a ) 值为1 6 2 3 ， 接近理想的密排值1 6 3 3 ( 图1 2 ) 。可见，纯镁和大部分镁合金的最密排面为( 0 0 0 1 ) 面，最密排晶向为 方向。与铝、铜、铁等立方金属相比，镁合金的位错特 征也不一样。一般认为，在纯镁和镁合金中主要存在三种类型的位错：a 位错、c 位错和c + a 位错。a 位错属于柏氏矢量为a 3 的单位位错，这是镁合金内 柏氏矢量最小的位错，同时也是镁合金中运动能力最强的位错，能沿基面、柱面 及锥面发生滑移。由于镁合金层错能特别是基面层错能较低，因此a 位错易在基 面上分解成扩展位错，其反应方程式为：a 3 = a 3 + a 3 。此 外，a 位错也能在柱面上发生分解，一般认为其反应方程式可表达为：a 3 = a 6 + a 6 。式中，x 值随材质不同而异，对大部分镁合金而言，x 值在0 到1 之间。镁合金的层错能低、扩展位错宽，因而a 位错分解后运动能力 减弱。特别是镁合金柱面层错能比基面的约大7 倍，因此大部分镁合金在室温下 都不易发生交滑移。与a 位错一样，c 位错也是镁合金中的单位位错，其柏氏矢 量为c 。e + a 位错是柏氏矢量为、c 2 + 口2 的全位错。口位错与c + a 位错是镁合金中最常见的两种位错。与a 3 的单位位错相比，c + a 位错柏 氏矢量大，晶面间距较小，因而位错芯较窄，运动能力较差而不易发生滑移。根 据s a n d o 等的研究，( c + a ) 刃型位错有a 、b 两种不同类型的结构。a 型位错是 一种全位错，常延伸至基面，不能发生滑移。当a 型位错在基面上的分量较小时， 能在外加应力作用下转化成b 型位错。b 型( c + a ) 位错由两个不全位错构成，能沿 ( 1 1 2 2 ) 晶面发生滑移。加入l i 等合金元素降低镁合金的c a 值或层错能，减小( c + a ) 的核心结构在基面上的延伸量，促进锥面滑移1 6 j 。 2 = ，。：。；：，。塞圭耋耋1 2 l i 坠。 ： 4 图1 2 金属镁的晶体结构 1 2 2 镁合金中的独立滑移系 根据滑移面的不同，镁合金中的滑移可分为基面滑移、棱柱面滑移和锥面滑 移。而根据滑移位错的不同，又可分为口位错滑移、c 位错滑移与c + a 位错滑移。 由于晶体发生塑性变形时滑移面总是原子排列的最密面，而滑移方向总是原子排 列的最密方向，( 0 0 0 1 ) 基丽是镁合金中原子排列最紧密的晶面，因此这是镁合 金中最基本的滑移系，其实质是柏氏矢量为a 3 的单位位错的滑移( 通常 称为a 滑移) ，其中滑移面为( 0 0 0 1 ) 基丽，滑移方向为 晶向。由于每组 基面上有【1 1 2 0 】、【1 2 1 0 】、【2 u o 】三个滑移方向，因而基面滑移共有三个滑移系。 但沿【2 1 1 0 】方向的滑移可由f 1 1 2 0 与f 1 2 1 0 1 两个方向的滑移叠加而成，因此基面 滑移实际上只能提供两个独立的滑移系。根据v o n m i s e s 准s l i t 7 1 ，多晶体材料为 了协调各晶粒之间的任意变形，必须有至少5 个独立的滑移系同时开动。因此， 仅启动基面的两个独立滑移系，则不能满足v o n m i s e s 准则。镁合金中常见的 另一种滑移系为棱柱面滑移，柱面滑移也是属于柏氏矢量为d 3 的单位位 错的滑移。根据滑移面的不同，有两种类型的柱面滑移系，即 1 0 l o 和f 1 1 2 0 1 滑 移，二者的滑移方向均为 。与基面滑移一样，柱面滑移一共也能提供两 个独立的滑移系。当变形温度升高或晶粒细化时，( c + a ) 位错滑移将被激活，( c + a j 位错滑移能提供5 个独立的滑移系，能完全满足v o n m i s e s 准则。镁合会中的 独立滑移系如表1 1 所示1 8 j 。 滑移系的开动能力受其临界剪切应力大小的支配，而相应的滑移量由滑移面 的位错特征决定。表1 2 列出了镁合金塑性变形模式及相对临界剪切应力 ( c r s s ) 一j 。从表中可以看到柱面滑移和锥面滑移的c r s s 变化范围大，它受变形 温度等变形条件的影响。在室温变形中，柱面滑移和锥面滑移的c r s s 远高于基 面滑移而不易被启动。而基面滑移只能提供两个独立的滑移系，不满足均匀变形 所需的五个独立的滑移系。尽管( c + 副位错滑移能提供5 个独立的滑移系，但室温 时镁合金锥面滑移的临界剪切应力远大于基面滑移的，锥面滑移往往在高温下才 能发挥作用。因此当变形温度较低时，孪生就成为协调镁合金塑性变形的重要机 堡窒耋篓堡茎垄窒耋耋墼墼垒 制 1 0 - 1 3 。 表1 1 镁合金中的独立滑移系。1 表1 2 镁合金塑- i 生变形模式及相对临界剪切应力 1 3 镁合金变形孪晶理论 孪生是指在切应力的作用下，晶体的一部份沿着一定的晶面( 又称孪生面) 和一定的晶向( 又称孪生方向) 发生均匀切变的过程。孪生变形后，晶体的变形 部分与未变形部分构成了镜面对称关系，镜面两侧晶体的相对位向发生了改变。 孪生的形成方式主要有两种：一种孪晶是通过晶体生长过程中的形核理论和核心 氏大而形成的，如在退火时形成的孪晶称为退火孪晶，相变时形成的孪晶称为相 变孪晶等；另一种是通过塑性变形而形成的孪晶，称为变形孪晶【6 ”l 。 作为一种塑性变形方式，孪生所需的临界切应力一般比滑移的大。因此， 滑移系较多的体心立方( b c c ) 和面心立方( f c c ) 金属，只有当变形温度很低、应 变速率极高或在变形后期位错堆积使滑移受阻时，孪生才能成为塑性变形的 主要机制。在h c p 结构的纯金属和合金中，孪生是一种重要的晶内塑性变形 机制。在一个相当宽的温度范围内，滑移、孪生和断裂是互相竞争的应力释 放形式。纯镁及大部分镁合金均属于密排六方晶体结构，其塑性变形机制为基面、 4 坝士学位论文 柱面、锥面滑移和锥面孪生。在室温下由于柱面和锥面滑移的c r s s 较高而很难 启动，只有基面和基面上三个密排方向( a ，= 1 3 1 1 2 0 、a 。= 1 3 2 1 1 0 和 a 3 = 1 3 1 2 1 0 ) 组成了两个独立滑移系，提供垂直于c 轴方向的应变，而平行于c 轴方向的应变主要由锥面孪生来产生l ”j7 1 。常见孪生模式有 1 0 i 2 ) 、 1 0 h 、 1 1 2 1 ) 、( 1 1 2 1 ) ，后三种孪生模式的c r s s 较高，产生这种孪生的影响因素较复 杂，所以一般认为，镁在室温下变形主要通过基面 0 0 0 1 滑移和 1 0 1 2 孪生，前者提供垂真于c 轴方向的应变，后者提供平行于c 轴方向 的应变。因此，镁合金在塑性变形过程中，在很大的温度和变形速度范围内，孪 生过程都以一种重要的变形机制存在，如j a g e r 在文献【1 7 】中表明，在a z 3 1 压缩 试验中，当晶粒度为2 3 “m ，变形速度为4s 。1 时，在2 5 0 3 0 0 之间，孪生向 沿滑移机制转变；当晶粒度为3 8 0 1 x m ，变形速度为0 1 s 。1 时，在4 0 0 一5 0 0 之 间，孪生才向滑移机制转变。在室温下，镁合金的塑性变形依赖于滑移和孪生的 协调作用，并且根据材料微观组织和变形条件的不同，二者对塑性变形的贡献也 不一样。作为密排六方金属两种主要的塑性变形方式，滑移和孪生变形既相互竞 争，又相互补充。一般孪生都伴随着滑移的进行，孪生变形也能改变晶体取向使 晶体易于继续滑移；而晶体滑移变形在晶界等障碍物前塞积，并产生较高的应力 集中，使孪晶诱发。因此，对镁合金变形过程中孪生的研究，对于改善镁合金的 室温塑性、提早实现镁合金的普及应用具有重要的意义。 对镁合金孪生研究的最终目的是改善镁合金的成形能力，即通过调整材料成 份、成形方式及变形工艺参数，增大变形过程中孪晶的有利作用，减小或消除挛 晶对塑性变形的不利影响，从而提高镁合金的成形性，实现其在工业中的普及应 用。对镁合金孪生的研究应该从孪生过程对塑性变形过程的作用以及孪晶对材料 后续塑性变形和机械性能的影响两方面入手，具体包括以下几点： 1 孪晶的形核与长大机制 2 孪晶形核与长大的影响因素 3 孪晶与镁合余成形过程和断裂之间的内在联系 4 孪生模式、孪晶形貌、变形工艺参数之间的相互关系 1 3 1 镁合金孪生的晶体学 孪生是一种均匀的切变，切变部分发生晶格转动，与未切变部分形成镜面对 称。以镁合金 1 0 1 2 ) 孪生为例，如图1 3 所示，切变区与未切变区的界面 1 0 1 2 ) 称为挛晶面，用k i 表示； 为切变方向，用ni 表示； 1 0 1 2 ) 为第二不畸变 面，用k 2 表示； 1 2 1 0 ) 包含n l ，且同时垂直于k l 和k 2 ，用p 表示；k 2 面与p 的交线 为不畸变剪切方向，用n2 表示。k 1 、qi 、 k 2 、n2 称为孪生要素 或孪生参数，这4 个参数决定了孪生切变的几何特征。k 面上侧的原子沿nl 方 堡塞塞辇堡耋丝圭查耋墼塑塞 向作平行于k l 面的切变运动，平行与k l 面的晶面在切变过程中间距保持不变， 形成层错。孪生变形前后的晶胞的形状如图1 3 ( a ) 和( c ) ，发生切变的原子沿孪 晶面f 1 0 1 2 与未发生切变的原子成镜像对称。此过程中，n i 和n2 方向上的原子 密度在孪生前后不发生变化。镁合金中最常见的孪生模式有4 种，如表1 3 所示 1 6 1 。除表1 3 中所列的四种孪生外，还存在其它类型的孪生模式，如 3 0 3 4 1 0 1 3 ) 1 1 2 3 ) 1 0 1 4 ) 等l l g - 1 9 j 。 。1 11 0 1 1 b a bl， 又卢 ? 77又t 7。 ， | ， ( a )( b )( c ) 图1 3 镁合金t l o i 2 ) 孪生原子运动情况( a ) 孪生要素示意图 b ) 孪生要素平面图( c ) 孪生后晶胞形状 表1 3 镁合金中常见的孪晶模式和孪生要素”( y = c a ) + n 。一发生切变的原予数量，一每个孪晶单元中的原子数。q 一孪晶中包含的惯习面k t 的数量，d 一面间距 s 一孪生剪切。 根据最小切变量准则，切变量( s ) 小的孪生优先发生。在镁合金中， 1 0 i 2 孪生的切变量最小，所以最容易发生，它在低温变形初期就出现，对位错滑移所 引起的各向异性有一定的调节作用。但当y = 3 m 时，s = o ，则不能生成孪晶，如 实验表明，在一些m g - c d 合金( 轴比近似为3 u 2 ) 中不产生 1 0 i 2 ) 孪晶。 6 硕士学位论义 r e e d - h i l l 建立了 1 0 1 1 q = 8 ( q 表示孪晶中包含的惯习面k l 的数量) 的低剪切 孪生模式，其实质是r e e d h i l l 和r o b e r f s o n 之前提出的 1 0 1 3 孪生的反向孪生模 式，相应的切变量仅为0 1 3 8 。实验发现，在m g 晶体中， 1 0 1 1 ) 和 1 0 1 3 孪晶经 常以双孪晶的形式丽非单个形式出现。在对 1 0 1 1 附近孪生惯习面的研究中还发 现了 3 0 3 4 孪晶，它是 l 伽) + 1 0 1 2 型的双孪晶 2 0 。 1 3 2 镁合金孪生的位错机理 孪生变形时，整个孪晶带发生均匀切变，各原子层间的相对移动距离为孪生 面间距的几分之一。可以认为，孪生也是通过位错机制进行的，但产生孪生的位 错均为不全位错，其柏氏矢量要小于一个原子间距。孪生是由不全位错依次横扫 孪生面的过程。 t h o m p s o m 和m i l l a r d 提出了m g 中孪生形成的极轴机理，位错的相互作用 形成了孪生源，如式( 1 ) 表示： 【0 0 0 1 】一 1 0 1 1 + 1 0 1 0 ( 1 ) 式中，a 为一个很小的值，约为1 1 2 1 4 。在h c p 金属中，由于位错引起应 变硬化，因此，柏氏矢量为 o o o l l 的位错非常稳定，而一旦锥面滑移被启动，位 错内产生如式( 2 ) 的变化： 1 ，3 【1 1 2 0 】 + 1 3 【1 1 2 3 】一【0 0 0 1 】 ( 2 ) 第一个位错在基面内移动，第二个位错在锥面内移动。s t a r t s e ve ta 1 提出孪 晶生成的另一个机理，即f 2 1 1 0 】基面位错之间的相互作用能引起孪生位错和锥面 【1 1 互3 】位错的形成【2 1 ，2 舶。 1 3 3 镁合金孪生的几何位向学 镁合金在孪生变形过程中，孪生切变使晶粒转动而与基体形成一个特定的角 度，切变部分与未切变部分形成镜面对称1 23 。2 6 l 。如 1 0 i 2 ) 孪生面产生孪生时，切 变部分与基体形成8 6 3 。，如图1 4 。这种晶粒转动的角度可用e b s d 对孪晶界 特性和晶粒位相差异分布的分析及用x 一射线衍射得到o d f ( 取向分布图) 得到 证实【捕】。晶粒的转动可使镁合金在变形过程中形成一定的织构。研究表明，镁合 金低温变形的两种最常见的变形机制基面滑移和 1 0 1 2 孪生是变形镁合金形成基 面织构的主要原因。因此，孪晶几何位向的研究对镁合金变形中的孪生过程和孪 生机制的研究具有重要的意义。y a n gp 等人0 2 4 。2 6 1 通过对孪晶取向角度的分析研究 了镁合金的初始织构与变形机制之间的关系；m d n a v e 2 3 1 通过对孪晶引起的取向 差异分析研究了纯镁在平面应变压缩过程中的孪生变形。表1 4 列出了常见的几 种孪生模式发生孪生变形时晶粒转动的角度。 7 图1 4 ( 1 0 1 2 ) 和( 1 0 1 2 ) 孪晶，黑线表示孪生面方向。 表1 4 四种常见孪生系的晶粒转动角度。3 孪生模式晶粒转动应 1 0 1 2 8 6 。 1 2 1 0 1 0 1 1 ) 5 6 。 1 2 1 0 1 1 2 2 6 3 。 1 1 2 1 3 4 。 1 2 1 0 1 3 4 孪晶的形核、长大与演变 研究认为，孪晶的形核基于两种机制：均匀形核( 外加应力作用于无缺陷的 晶粒区形成) 和不均匀形核( 只有当晶体内的缺陷形成某种特定的排列时才能形 成) f 2 ”。 孪晶的均匀形核理论认为，当沿k - 面的i i t 方向分解的外加剪切应力达到一 个临界值( 即材料的理论强度) 时，就可发生孪生变形，它是由于晶格的机械不 稳定性引起。p r i c e 通过选用无缺陷的c d 和z n 的晶须和小平面试样在电镜下进 行原位应变来验证这一理论，观察发现，这种近似无缺陷的理想晶体在外加剪切 应力下也能发生孪生变形，但它发生孪生变形所需的应力远高于普通试样发生孪 生变形时所测得的值。理论强度虽然是研究材料变形和断裂的一个重要参数，但 它却很难通过实验验证是否接近于材料的实际强度值，尤其对于理想晶体。经典 均匀形核理论避免了理论强度这一问题，它假设阻碍小的孪晶区域形核的自由能 可通过热起伏来克服。o r o w a n 最先将这一理论用于孪生，解释理想单晶发生孪生 变形的机理，但没有足够的实验事实来验证这一理论，而相反，从实验中观察到， 有州孪晶经常在变形温度较低时才产生，甚至是在绝对零度的时候产生。 孪晶的非均匀形核理论认为，它是基于晶体缺陷而引起的形核。这种缺陷的 硕士学位论文 形核模式为，一部份位错排列分解成单层或多层堆垛层错，这些层错形成了孪晶 核。一般认为，孪晶界是由刃型晶格位错的密集排列形成的高角度晶界，它是由 局部区域内大量的滑移位错聚集而产生的，通过位错的重排形成孪晶从而降低能 量。b e l l 和( r w ) c a h n 通过实验研究了晶体内的缺陷对于孪晶形核的可能影响。 他们发现，存在缺陷的h c p 晶体比特制的近于无缺陷的h c p 单晶更容易产生孪晶。 孪晶一旦形核，它的长大分为两步：沿垂直于孪生面k l 的方向增厚和沿r 1 和s 方向( s 垂直于ql 和n2 ) 的纵向和横向长大【2 7 锄】。基于孪晶均匀形核的生 长理论认为，在k l 面上存在一系列其它的孪生位错环，k l 面内的小孪晶核可以 通过这种位错环的扩大而很容易地向各个方向伸长，通过这个过程( 理论上) 可 在k 1 上生成一个孪晶的大平面区域，而垂直于k i 面的孪晶变厚的可能机制为孪 生位错环的热激活成形，然后在外应力作用下向外扩展。基于孪晶非均匀形核的 长大理论认为，k l 面上的孪晶核被基体晶粒的部分孪生位错包围，使该面上的孪 晶快速扩大。垂直于k t 面的长大过程则认为是一个每一层连续形成孪晶的有序 过程或者是孪晶核层错的随机聚集。t h o m s o n 和m i l l a r d 提出了f 1 0 1 2 孪生的极 轴( p o l e ) 机制认为，当一个c 位错被孪晶吞并时可产生带状孪晶位错，孪晶界 上的附加带状孪晶位错使孪晶沿垂直于孪生面k t 的方向增厚。d j b a c o n 和 a s c r r a ，0 刁2 1 通过研究认为， 1 0 1 1 ) 孪晶界处的螺型位错可被孪晶界吞并，生成一 组位置对称的孪生位错； 1 0 1 2 孪晶与基面上与滑移线倾斜6 0 。的b 位错 1 3 相遇时，位错分鳃成界面缺陷，当适当外加应力作用于晶粒时，界面 缺陷形成了孪生位错源使孪晶长大。这种孪晶生长的机制表明孪晶在生长时所需 的孪生位错并不需要极轴机制产生，它还可以通过晶体位错分解成一系列晶界位 错而产生。 文献【3 3 】中列出了 、 和 位错与四种锥面孪生模式 1 0 1 2 1 0 1 1 1 1 2 2 ) 1 1 2 1 ) 相互作用的2 6 种可能，除了五种可能外都能在孪晶界 上产生附加孪晶位错，这说明孪晶的变厚过程取决于作用在晶体上的外加应力的 形式【33 1 。 当孪晶形核和长大后，可成为动太再结晶和静态再结晶的形点，最终被再结 晶小晶粒所取代。y i nd l 【3 4 1 、m m m y s h l y a e v 3 5 1 和o s i t d i k o v t 3 6 1 等人通过大量 不同的实验观察到，镁合金在l5 0 c 以上塑性变形时，在变形初期，发生变形孪 晶的形核与长大，或者初始孪晶的长大，随着变形量的增大，孪晶可成为动态再 结晶的形核点，最终被动态再结晶晶粒所取代【37 1 。y i n d l 3 4 1 等人对a z 3 l 镁合 金试样在2 0 0 时单向拉伸实验中发现( 图1 5 ) ，当变形量= 1 0 时，在变形组 织中发现孪晶，当e = 3 0 时，在孪晶的端部出现动态再结晶的小晶核，当e = 8 8 3 时，变形组织内孪晶消失，被细小均匀的动态再结晶晶粒取代。 9 图1 5a z 3 1 镁合金2 0 0 。c 、1 4 1 03 s 一1 不同变形量拉伸的t e m 图( a ) 3 0 ( b ) 8 8 3 m 1 3 5 挛晶一孪晶的相互作用 孪生对塑性变形的一个有利作用是，初始取向不利于滑移的晶粒通过孪生过 程中的晶粒转动得到有利取向，促使新的滑移和孪生的产生。因此，相当大的