孪生在镁合金中的作用机理

内蒙古科技大学

课程论文论文题目：挛生在镁合金中的作用机理学科专业：姓名：指导老师：教授目录TOC\o"1-5"\h\z\o"CurrentDocument"摘要3\o"CurrentDocument"第一章镁的基本性质4\o"CurrentDocument"第二章镁合金中的的挛生现象5\o"CurrentDocument"第三章镁合金挛生的晶体学6（1）挛生和镁合金6（2）挛生的类型及相关知识6\o"CurrentDocument"第四章挛生对力学性能的影响8\o"CurrentDocument"第五章挛生对塑性变形的影响10\o"CurrentDocument"第六章影响挛生的主要因素11（1）晶粒大小11（2）变形量对挛晶形貌和分数的影响12（3）变形速率对挛晶组织的影响13（4）晶粒取向15（5）变形温度16\o"CurrentDocument"第六章挛生对塑性变形的贡献16\o"CurrentDocument"第七章结论18\o"CurrentDocument"参考文献19摘要镁合金的资源丰富，应用广泛，具有独特的优越性能如高的比强度和比刚度、良好的机加工性能、可回收循环利用等，是目前最轻的金属结构材料。广泛应用于航天，汽车等领域。镁合金多为密排六方结构(hcp)，滑移系较少。孪生变形作为其重要的塑性变形协调机制。影响着镁合金的各项性能，所以研究孪生在镁合金的作用机理变的尤为重要。所以研究镁合金不同变形机制、变形工艺与组织、性能之间的相互影响，对于优化塑性变形工艺、促进镁合金均匀变形、改善镁合金的延性和强度、探索开发适合工业化生产的高性能变形镁合金材料及其制备工艺具有重要的促进作用。第1章镁的基本性质镁为元素周期表中第三周期元素，银白色金属，其基本物理性能列于表1。由表可以看出镁在20°C的时候密度只有1.738留cm,,是常用结构材料中最轻的金属，镁的这一特征与其优越的力学性能相结合成为大多数镁基结构材料应用基础。镁在金属中是电化学顺序最后的一个，因此镁还具有很高的化学活泼性。镁在潮湿大气、海水、无机酸及其盐类、有机酸、甲醇等介质中均会引起剧烈的腐蚀，但镁在干燥的大气、碳酸盐、氟化物、氢氧化钠溶液、苯、四氯化碳、汽油、煤油及不含水和酸的润滑油中却很稳定［1］。在室温下，镁的表面能与空气中的氧起作用，形成保护性的氧化镁薄膜，但由于氧化镁薄膜比较脆，而且也不像氧化铝薄膜那样致密，所以其耐腐蚀胜很差，镁的室温塑性很差。纯镁单晶体的临界切应力(CRSS)只有(48〜49)X105Pa，纯镁多晶体的强度和硬度也很低，因此都不能直接用来做结构材料。表1是纯镁的一些重要的物理数据。表1纯镁的一些重要物理数据性能单位量值原子序数—12原子量—24原子价2密度(2g)g/cm?[.738陪点V649沸点X：1107热导率C20*C)WZ(mK)155燃烧热KJ/Kg25皈。增化热KJ/Ks368第2章镁合金中的的孪生现象挛生是晶体的一部分沿一定的晶面（挛生面）和一定的晶向（挛生方向）相对于另一部分晶体做均匀的切变，切变部分发生晶格转动，与未切变部分形成镜面对称。挛生切变具有单向性，即沿挛生方向n1的相反方向则不能发生挛生。在HCP结构的纯镁及其合金中，挛生是一种重要的晶内变形机制。在一定的温度范围内，滑移、挛生和断裂是相互竞争的应力释放模式。Christian等研究讨论了密排六方晶格中的挛晶类型，指出镁合金中常见的挛生模式有｛1012｝、｛1011｝、｛1122｝、｛1121｝。其中，后三种挛生模式的CRSS较高，产生这种挛生的影响因素也比较复杂。其他挛生模式还有｛3034｝、｛1013｝、｛1123｝、｛1014｝等。表3列出了镁合金中常见的挛生模式及其挛生要素和切变量。表2是纯镁的主要力学性能[7]表2纯镁的主要力学性能加工状态抗拉强度db/MPa屈服强度cry/MPa弹性模量E/MPa伸长率双）断面收缩率顿绚硬度HBS铸态1]一52545893C变形状态20.09.04511.512,536第3章镁合金享生的晶体学3.1孪生挛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｛1012｝挛生为例，如图1所示，切变区与未切变区的界面｛1012｝称为挛晶面,用K1表示；〈1011〉为切变方向，用气表示；｛1012｝为第二不畸变面，用K2表示;｛1210｝包含叭，且同时垂直于K1和K2,用P表示；K2面与P的交线〈1011〉为不畸变剪切方向，用n2表示。k1、L、k2、n2称为挛生要素或挛生参数，这4个参数决定了挛生切变的几何特征［3］。表3镁合金中常见的挛生模式及其挛生要素和切变量(r=c/a)Ak2%s3-r11U12)11012]<11)1]>宁护―9(1011\〈153}<1012>4tVT｛】物(1囱3—J:空A2心3r/血;aao2j—IT■冷—^1"SJr3.2孪生的类型及相关知识表4｛1012｝和｛1011｝挛生的特征参数TOC\o"1-5"\h\z葺i心了心如寸(1012｝<］0］1>0.12945/44｛LCiil｝查口.E%8hcp结构材料能够发生多种挛生方式，镁合金材料中最常见的挛生模式有两种，如图2所示。挛生变形中K］、K2.n1和n2分别为第一不畸变面(挛晶面)、第二不畸变面、切变方向和不畸变剪切方向，这四个参数称为挛生要素或挛生参数，它们决定了挛生切变的几何特征。表2中Y为挛生切变应变，Ns是每个单元晶胞中的重组原子数，Nt是单元晶胞总原子数，q是要切变的K1面的数量。除表2中所列的2种孪生外，还存在其它类型的孪生模式，如｛1013｝、｛3034｝、｛1123｝、｛1014｝等。然而对于所有的HCP结构金属来说，在较低的变形温度下，沿｛1012｝晶面的孪生是最普遍的，这允许在c轴方向发生非弹性形变，｛1012｝孪生的描述如下：K1=｛1012｝K2=｛1012｝n1=<1011>n2=<1011>_8（p1a｝（竣）^3这里切变量Y0与轴比c/a有关，对于c/aV3的材料，切变方向为<1011>，孪生在平行于c轴拉应力或者垂直于c轴方向压应力的作下发生。K1面上侧的原子沿L方向作平行于K1面的切变运动，平行于K1面的晶面在切变过程中面间距保持不变。发生切变的原子沿｛1012｝孪晶面与未发生切变的原子成镜面对称关系。此过程中，邛］和邛2方向上的原子密度在孪生前后保持不变⑹。第4章孪生对力学性能的影响晶体材料的延性或脆性极大地依赖于滑移和挛生的本质及其相互联系。挛生变形对镁合金材料力学性能所起的作用可归结为以下几点：（1）挛生变形使晶格发生旋转，可提供附加的独立的滑移系，形成回复区,有利于提高材料的延性。Koilke等研究表明，镁及其合金甚至可能在室温下发生动态回复。动态回复与（1011｝压缩挛晶有关，因为位错会被挛晶界吸收。Barnett等认为（1012｝挛晶使晶粒重新取向至硬取向，由此使镁合金总的应变硬化增强，从而延迟塑性不稳定性的发生，提高镁合金的延性。（2）挛晶使晶粒细化并阻碍位错运动，对位错转变也有影响，从而导致加工硬化。如（1012｝挛晶界取向的突变（与母体晶粒旋86°）可成为位错运动的障碍,由此成为加工硬化源。由于挛生而造成的加工硬化有利于达到更大的均匀延伸率°Jain等的研究表明，在AZ31薄板沿轧向和横阶段滑移中挛生成为主要的塑性变形机制［1］。（3）挛晶也可能产生应力集中区和失效区，使材料的韧性降低。TOC\o"1-5"\h\z£'R/H|1012|■■r-.L?Li1Z10I•■fa广44?x4K茂叮■牢生15米平面图W季生后品胞畛状图1镁合金（1012｝挛生原子运动情况（4）镁合金的力学性能各向异性与挛生变形有关。Beck认为通过抑制挛生变形可以减小各向异性，方法之一就是在变形过程中保留细小的晶粒组织。可以通过控制基体中析出稳定的第二相、抑制晶粒长大、控制变形温度、剧塑性变形等工艺来获得细晶组织。孪生变形引起晶格旋转，改变镁合金的织构。粗晶组织的镁合金在变形过程中会产生大量孪生变形，使晶格旋转更大，可能会使织构弱化。[5]第5章孪生对塑性变形的影响图2hcp结构金属镁{1012}<1011>拉伸挛生系刘俊伟，陈振华，陈鼎等人对中低温变形(室温〜573K)条件下板材的挛生类型和机制，并对挛生在低温变形时所导致的硬化和软化效果进行判断。主要结论如下：有较强基面织构特征的AZ31镁合金板材在室温〜573K变形过程中{1011}压缩挛晶起主要作用，同时也存在少量的基面滑移。变形温度越高，变形速率越小，挛晶数量也逐渐减少。中低温变形时AZ31镁合金轧制板材中的压缩挛晶和二次挛晶同时起软化作用与硬化作用，但硬化作用大于软化作用⑻。第六章影响享生的主要因素6.1晶粒大小众所周知，多晶体中位错滑移导致的屈服过程具有明显的晶粒尺寸依赖性，其中最具代表性的理论是基于位错塞积的Hall——Petch关系。晶粒的大小明显影响材料的强度，一般晶粒越细小材料的强度越高，可以看出屈服强度及抗拉强度都与晶粒尺寸的负二分之一次方成正比，可写成:[11]。广（JO+Kd‘"式中吻。。为晶格摩擦力，气为屈服强度，K为Petch斜率，d为晶体直径。对于挛生而一言，它通常是在基面滑移受阻产生应力集中时诱发形核，因此不可避免也要受到晶粒尺寸的影响。一方面，根据Hall——Petch关系，晶粒尺寸越大，晶界处的位错塞积越严重，越容易诱发挛生。另一方面，在细晶条件下，由于晶界体积分数较大，晶界硬化使得非基滑移更容易被激活，甚至发生晶界滑移，从而使塑性变形的均匀性显著提高，因而降低挛生发生的可能性。由此可见，晶粒尺决定的变形均匀性直接影响到挛生的发生，有可能间接影响镁合金的拉压不对称性。然而这种Hall一Petoh关系是否能够描述挛生变形过程中晶粒尺寸和屈服强度的关系呢？己有的研究只是粗略地研究了晶粒尺寸和挛生的关系，对于体心立方晶体有类似的研究大量研究表明，挛生主要发生在粗晶内部，而细晶镁合金中只有当变形温度很低、变形速度极快时才会产生大量的挛晶。这是因为粗晶内位错滑移程大，晶界附近应力集中严重，而细晶组织不仅位错滑移程短，且细晶镁合金容易通过交滑移、非基面滑移和GBS以及动态回复等过程来释放局部应力集中，应力状态难以满足挛晶形核要求。挛生的发生率和晶粒尺寸究竟存在怎样的定量关系并没有研究明确给出。具有择优取向的多晶体，其塑性变形行为表现出与单晶体相似的某些特征。挛生的单向切变特性，使晶粒取向对挛生模式的启动具有重要的影响，并引起塑性变形时应力一应变曲线的变化。有研究表明，当样品中具有很强的纤维织构，即大部分晶粒均以｛0001｝基面平行于挤压方向，在此取向下，位错、滑移不能发挥作用，拉伸挛生在压缩变形时才能发生，从而使拉伸时的屈服强度明显比压缩时高。经过塑性变形后的镁合金，根据其应力应变特征往往呈现出不同类型的织构。因此对于经过不同塑性变形工艺制得的镁合金材料，其发生孪晶的条件也不相同。对于挤压棒材和轧制板材，应变量低于8%时，孪生几乎可以使所有晶粒向基面方向转动;对于挤压棒材，25%的应变量可以产生和大量的孪晶，但仍有一些晶粒没有发生孪生变形;对于轧制板材，8%的应变量即可使所有的晶粒发生孪生变形，且孪生的形态也不相同。StarselskyA等人对具有基面织构的热轧AZ3IB镁合金板材进行厚向压缩、平面拉伸和平面压缩，试验表明，由于存在基面织构的原因，拉伸孪晶对厚向压缩和平面拉伸试样的宏观应变没有大的影响，但对于平面压缩变形，拉伸孪晶对其变形却起着重要作用。多晶体的织构能很大程度上影响镁合金的滑移变形，从另一方面说，一旦织构抑制了晶体的滑移，就有可能促进非滑移变形机制的启动，如孪生。[9]6.2变形量对挛晶形貌和分数的影响图4均匀化处理后镁合金的组织图4可见，均匀化处理后试样的组织特点：晶粒大小较均匀，平均晶粒尺寸约为200Lm。材料基体枝晶经过均匀化工序后，基本消失，仔细观察研究发现，少量颗粒状Mg17Al12第二相仍存在于其中。压缩变形量为5%时，试样的组织情况如图5,经观察，该图有一些较宽的孪晶分布在晶粒内部，处于一个晶粒内部的多条孪晶彼此平行。在压缩实验的进行中，试样的变形程度在增加，相应的孪晶数量也在上升。当压缩量增到12.5%（图6）,晶粒内部布满孪晶，这些孪晶形态是细而长的，彼此之间互相交错。孪生的产生，一是要达到相应的临界切应力,二是晶粒位向要利于发生孪生。那么，孪晶所在处必然是应力高度聚集处。若

图5变形量为5%镁合金的组织图612.5%变形量的镁合金组织变形程度小，则应力聚集少，孪晶数量也较少。若变形程度增加，晶界处的紧张状态加剧，变形过程持续时间的延长也使部分晶粒位向改变，改变的位向可能利于孪生发生，由此原因，压缩时间越长，变形程度越大，孪晶数量越多甚至布满晶粒。一般称原始孪晶内再产生的孪晶为二次孪晶。本实验中没有观察到明显的二次孪晶。6・3变形速率对享晶组织的影响变形速率是影响本实验孪晶的重要因素之一。图7是实验用镁合金在0.5mm/min下进行压缩后的金相照片。可见，该试样在极小的变形速率0.5mm/min下，进行室温压缩变形，同样产生了为数不少的孪晶。比较图8、9可见，变形速率的提高，使变形孪晶形态趋于细小致密，相应的分布趋于均匀。

变形速率对实验所用镁合金的孪生模式的影响不可忽略:若变形速率较低，单个晶粒内部产生的孪晶分布方向趋于一致，偶尔有少量孪晶发生相交；伴随变形速图70.5mm/min变形速度下组织图81mm/min变形速度的组织率的升高，单个晶粒内部呈现几组孪晶相图92mm/min变形速度下的组织

交的状态，而单一的组内孪晶则彼此平行。产生这现象的原因可能是：变形速率较慢时，仅有取向有利的那组孪晶产生，导致了同一晶粒内仅一组平行的孪晶,少有孪晶交错。据上文对孪晶形态及分类的阐述可知，变形速率较慢时以｛1012｝孪晶为主，变形速率增快后，变形晶粒紧张度加剧，更倾向于形成｛1011｝孪晶［9］6.4晶粒取向孪生和滑移变形的一个重要区别是孪生具有单向性，是单向切变，即沿孪生方向n1的反向不能发生孪生切变。因此，孪生的发生不仅与外加载荷的几何位向有关,还与载荷的类型有关（拉伸或压缩）。当外加载荷相同的情况下，晶粒取向则决定了孪生的发生。对于hcp晶体,平行于c轴方向受拉或垂直于c轴受压产生的孪晶，称为拉伸孪晶;平行于c轴受压或垂直于c轴受拉产生的孪晶，称为压缩孪晶。镁的c/a=1.6236<1.732，最常见的｛1012｝孪晶14151.7［届，国g叩IOS?0.-10.10图14151.7［届，国为拉伸孪晶。图7给出了hcp金属主要孪生模式的剪切应力s与轴比c/a之间的关系。斜率为负时为拉伸孪晶，斜率为正时为压缩孪晶。从图上可以看到，对于镁及镁合金,｛1012｝和｛1121｝为拉伸孪晶，而｛1122｝和｛1011｝为压缩孪晶。对于没有织构的材料，在拉伸和压缩过程中产生孪生的应力未发现有不同，但孪晶的体积分数和含孪晶的晶粒数在压缩过程中明显高于拉伸过程中。J.W.Christian等认为：晶粒在外加压应力条件下比在外加拉应力条件下更容易发生孪生变形。6.5变形温度hcp金属在室温变形中，启动孪生切变和非基面滑移的CRSS远高于启动基面滑移的CRSS。当发生非弹性应变引起应力的高度集中时，孪生和非基面滑移才有可能被启动,并成互相竞争的两种塑性变形机制。而孪生不同于滑移的另一个特性是它的形核并不是热激活的过程,而是应力激活的过程。随着变形温度的降低,非基面滑移的CRSS急聚上升，而孪生的CRSS只有略微变化，孪生一旦形核,在很大的温度范围内，孪晶的生长比滑移的传播更容易。因此，温度越低,非基面滑移越不易启动,孪生对塑性变形的贡献越大。而在高温下，具有热激活特征的非基面滑移则成为释放应力集中、协调塑性变形的主要机制，孪生对塑性变形的贡献减小。[10]第7章挛生对塑性变形的贡献由于孪生切变量远小于滑移变形量，所以一般认为，孪生本身对晶体塑性变形的直接贡献并不大，但孪生的作用在于调节晶体的取向,激发进一步的滑移和孪生,使滑移和孪生交替进行,从而获得较大的变形。研究表明，镁合金在塑性变形过程中，孪生及孪晶的作用可归纳为以下几点：作为一种补充变形机制，提供附加的独立滑移系，提高低温塑性变形能力。改变晶粒取向，促进持续变形。孪晶之间相互作用，发生二次或高次孪生，提高合金的塑性。释放局部应力，减小裂纹形核,钝化裂纹尖端，阻碍裂纹的扩展。与滑移相互作用，激活锥面滑移。成为动态再结晶的形核点，增大动态再结晶的温度范围，细化晶粒，提高均匀塑性变形能力。虽然孪晶可能成为裂纹源，但它并不是裂纹产生的必要条件，因此总的来说，孪生对塑性变形的作用是有利的。第8章结论镁合金因其室温滑移系少、冷加工困难而制约着它的发展和应用，而孪生作为镁合金室温变形的主要机制之一，可以通过