（材料学专业论文）孪生在镁合金塑性变形中的作用.pdf

ab s t r a c t m a g n e s i um i scons i d eredpo te ni i al“ g r e e nm at e ri a l s ， i nt he z l stc e n t u ry fo r exc e l l e ntp r o pe rt i e s and faci l i tyi n re c y c l i n g . the p 0 o r p l asti c i tyatroomte m p e rature an d d i ffic u i l tyfor col dwo rk i ng re s 仃 a i nt he d e vel o p m e ntand app l i c at i o n o f m a g n e s i um . 丁 五 e p re se n t s to d i e s o n th e m e c h a n 1 s mo f twi nni 吧 are m ac ro s c o p i c ala n dq uali t at i v e ， an d stud i e s on th e m i c ro cos m i c n a 扣 r e oftwi nni n g are m uch l e s s . the m ai n goalfo r this p ap e r i s toi n ves t i g a t e th e e ffec t s o f t w i n n i ngo n t h e d e fo rmat i o n i n a m i c roco s m i c and q uan t i tati v e w a y . i n o rd e r too b t a i n te x l u re d “ 川 i p l eswithv ario usg r a in s i ze s ， m a g n e s i um al l o y b ars 峨 ext rud e dindifl 七 r e nie x t ru d e d ratin . to fu rt h eri nve stig a l e the re latio nship bet w een 9 田 n s i z e an d t w i nni n g ， th e sam p l e s are anne a l l e d at4 2 0 ，cfor d i ffer e n t t i me. 介叱 i l e 助 dco m p r e s s i o n te sts are c a rri ed o uttore v e a l the m e c h a n i c alp r o p e rt i e s o f d i ffere n t 涨 田 i p l e s .opt i cal m i cro s copy ( o m)i suse dfor the o b serv atio nandcalc u l at i on o f t w i 耐n g i n a q uan t i t ativ e w ay， the st y l e o f 丽 nni ngi s d e t e c t e d byt r a n s m i s s i o n e l e c tron m i cros c 0 p y ( tem ) ， x 一 卿 d i ma c t i o n ( x r d ) i s us edfo r e x ac t l y m e as u re m e nto f te x 1 u r e . t h e res u l tss h o wthat丽 nni ng cou l dm a k egre atc o ntri b utio n tot he deformat i o nat rooml e m per a t u r e . m e c h ani c altwi nni n g i s st ro n g l y grai n s i ze an d t e x t ure dep e n d a n ce . t w i 耐ng rati o and 丽n n i n g area fr a c t i o n i s in c r e as i n g wit h t h e g r o w i ng g r a i n s i ze . i n b 别 必 】 fi ber te x t u reco n d it i o 几c o m p re s s i o n al o n g t h e e x t ru d i n g d i re c t i o n i s e as i erfo r th e a 以 i vatio n of丽nni ngt h a n tensil e . t 七 e co n t ri b u l i 0 n oftwiiini ngtos t r a i n h asre 即 h e d to 5 0 %w h e n the gr a i ns i zere朗hes toabo utl s 林 m . t w i nni n gm ake s m o rec o n t ri b ut i o nsto com p re s s i o n defon ” a t i o n th ant e n s i l e d e fon n a t i o n . ke y w0 r d s : a z 3 l t w innin g ten s i le / c o m p r e s s ion a sym m e t ryg r a ins ize 声明 本学位论文是我在导师的指导下取得的研究成果， 尽我所知， 在本 学位论文中， 除了加以标注和致谢的部分外， 不包含其他人己经发表或 公布过的研究成果， 也不包含我为获得任何教育机构的学位或学历而使 用过的材料。 与我一同工作的同事对本学位论文做出的贡献均己 在论文 中作了明确的说明。 研究生签名: 夕 勺 年夕 月 夕 日 学位论文使用授权声明 南京理工大学有权保存本学位论文的电子和纸质文档， 可以借阅或 上网公布本学位论文的全部或部分内容， 可以向有关部门或机构送交并 授权其保存、 借阅或上网公布本学位论文的全部或部分内容。 对于保密 论文，按保密的有关规定和程序处理。 研究生签名: 占公 年7 月宁 日 硕士论文 李生在镁合金塑件变形中的作用 第 1 章绪论 镁合金以其较高的比强度和比刚 度， 优异的电 磁屏蔽性和阻尼性能、 良 好的导 热 性、 以及易于回收等 优点， 被认为 是21世纪最具发展 潜力的 “ 绿色材 料” 川 . 镁合金 在 汽车、电子、电器、交通、航天、 航空和国防军事工业领域具有极其重要的应用价值 和广阔的 应用前景11， 21 ，是继钢铁 和铝合金之后发展起来的第三 类金属结构材料。 随 着很多金属 矿产资源的日益 枯竭， 镁以其资 源丰富 而日 益受到重视， 特别是结构 轻量 化技术及环保问题的需求更加刺激了镁工业的发展。目前， 镁及镁合金材料的研究已 经成为世界性的热点。 多晶密排六方晶体结构的镁合金塑性变形最大障碍是滑移系太 少 伙 习 ，其宏观表现是塑性较差， 成为 镁合金发展和应用的主要障碍， 孪生 作为镁合 金的一 种重要的变形机制14 ， 对其的 研究主 要停留 在宏观定性的角 度， 而对孪生 微观 本质的研究则远远不足。 镁合金属于密排六方晶体，室温下具有有限的滑移系，滑移较为困难，宏观表 现为 塑性差。 对于密 排六方晶 体， 具 有 1 、 基面滑移2 、 三个棱 柱滑移3 、 六个 锥面 滑 移。 在室温 下， 密排六方单晶 体的滑移通常为基面和棱 柱面滑移， 而 锥面滑 移系 的开动主要是山因相邻晶粒取向的不同造成晶界区域产生的大应力驱动的。 三个易 于滑移方向 均垂直于 c 轴，故无法产生平行于 c 轴的应变，c +a 滑移必须 启动15 。 变形孪晶是产生c 轴方向上 非弹性形变的主要机制。研究孪晶 在镁合金变 形中的作用以及孪晶在镁合金变形过程中对应变的贡献，对于分析镁合命变形的本 质有着重要的作用。在滑移、孪生等室温变形机制中，滑移由于其对常用金属材料 塑性变 形的重 要性和广泛性而得 到了 深入的研究和理解。 而关于 孪生 变形的研究则 远远不足，这与其在塑性变形中可能起到的重要作用，特别是在镁合金这样的合金 中有时 起到的 决定性作用很不相称。 所以 对于镁合金孪晶的 微观本质的研究将更有 助于使 我们对镁合金的变形理论的了 解更为深入， 对实践 起指导 作用。 l l 镁及镁合金概述 l l i 镁的 基本性质 镁为元素周期表中第三周期ll a 族元素， 银白 色金属， 其基本物理性能 列于表l l 。 由 表 可以 看出 镁 在 20 的 时 候 密 度 只 有 1 .7 3 8 留 c m 3 ， 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 硕 士 论 文 李生在镁合金塑性变形中的作用 滑油中却很 稳定。 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 表1 . 1 纯 镁 的 一 些 重 要 物 理 数 据 161 性能 单位量值 叩242.7386491107155溯368 原子序数 原子量 原子价 密度 ( 2 0 ，c) 熔点 沸点 热导率 ( 2 0 ) 燃烧热 熔化 热 创 助3 w/ ( m k) kj服9 kj服9 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 性 很 差 1刀 . 镁的 室 温 塑 性 很 差 。 纯 镁 单 晶 体 的 临 界 切 应 力 (c r s s) 只 有 (48 礴9 ) 、 10 5 pa， 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l z 是纯 镁的 主要 力学性能。 表 1 . 2 纯 镁 力 学 性能 川 nu6 ，j内、 一、种、 44 jnu -. zn， 加工状态抗拉强度 。 动mp a 铸态11. 5 变形状态2 0. 0 屈服强度 叮彻pa 弹性模量 e / mp a 伸长率 6 ( %) 断面收缩率 平 ( %) 8 1 1 . 5 9 1 2 . 5 l l .2镁及镁 合金塑 性变形的结构 特征 对于密排 六方晶体( h c p)来说，虽 然晶体的致密 度和原子配位数与面心立方晶 体相同， 但由 于 两种晶体原子密 排面的 堆垛方式不同，晶 体的 塑性变形能力相差 悬 殊。面 心立方晶体具有 12 个滑移系，因 此具有很高的塑性。 密排六方晶体 在室 温 下 只 有 一 个 滑 移 面 (0 0 0 1 ) 基面 。 滑 移 面 上 的3 个 密 排 方 向 1 1 1 2 0 、 1 2 1 1 0 、 1 1 2 1 0 1 与 滑移面组成了这类晶体的滑移系，即密排六方晶体在室温下只有三个滑移系，其塑 硕 士 论 文 李生在镁合金塑性变形中的作用 性比 面 心 和 体 心 立 方晶 体 都 低 18 。 镁及镁合金属于密排六方晶体结构， 其轴比。 /a的值为1 . 6 23， 接近理想的密 排 值1 .6 33。 镁合金的晶 体结构如图1 . 1 所 示191 。 c i o翻 】 1 1 砚 ， 0 1 2 ) b.1 1 1 2 3 呀 1 1 2 2 ， 图 1 . 1 镁合金的 滑移面 和滑移方向 在镁合金晶 格中， 晶向是原 子密排最紧密的方向 ， 也是最易滑移的方 向。 包含 晶向的晶 面主要有( 0 0 0 1) 基面、 三个 1011 棱柱面和六个厦 101 1 锥 面，棱柱面和锥面等非基面滑移一般只有在应力集中较为严重的晶界附近才能发 生。另外 晶向也是潜在的滑移方向，包含 晶向的晶面包括一些锥 面 1 5 1 。 l z 镁合金的 主要变形模式 l 2. 1镁合金的 滑移 镁合金可以通过滑移的变形方式进行变形。 晶体滑移的本质实际上是通 过位错 滑移来实现的，而 位错滑移时， 滑移面 上的 原 子是逐个移动的。 通过刃形位错的运动， 晶体的上下两 层原 子层发生相 对移动的 区域 逐渐增大， 当 位错完 全移出晶 体时， 晶 体的上下两部分 发生了 一个原子间 距的 相对位 移。 由 于晶体中存在大量的位错， 且变 形过程中， 位错还会不断增殖， 大量位错同时 和相继运动的结果就有可能导致宏观的变形。 螺型位错和混合型位错的滑移也可产生 相同的效果。 图1 2 给出了密排六 方晶体的 滑移系。 基面 ( 0 0 01) 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 尽 的 单 位 位 3 错的滑移， 其中 滑移 面为 (00 01) 面，滑移 方向为 品向 。 3 硕七论文 孪生在镁合金塑性变形中的作用 草 面 k a 协 0 0 1 ) ( 1 1 2 0 ) ， 棱面 a 1 0 1 0 1 ( 1 1 2 0 ， 锥 血 k a 1 0 丁 1 1 1 1 2 0 ) ， 图1 2hc p晶 体的 滑 移 系 示 意 图 11 01 由 于每组基面上都有 1 1201、【 1 2 1 01、1 2 1 1 0 三个滑移方向，因 而基面 有三个 滑 移 系。 但 沿 21 1 0 方 向 的 滑 移 可 由 l 1 2 0 、 11 2 1 01 两 个 方向 的 滑移 叠 加而 成 ， 因 此从晶体学的角度看基面滑移实际只能提供两个独立的滑移系。 棱柱面滑移系一共能提供两个 独立 的滑移系 。 在室温附近. 镁合金 棱柱滑移面 滑 移的临界剪切应力远大于基面， 因此一般情况下 不易 启动。 当温度升高 或晶 粒尺 寸 细化至10“ m以下时，棱 柱面滑移可在镁合金的 塑性变形过程中发挥重要作 用。 位错的c +a滑移在h cp金属的塑 性变 形过程中发挥着重要作用。特别是当c 轴 与 外力方向 平行而处于硬取向 状态时， 为了协调多晶 体相邻晶 粒之间的 变形， c +a 锥面及孪生就显得尤为重要。 1 :2 镁合金的孪生 除滑移外，镁合金塑性变形的另 一种方式就是孪生 11， 3， 司 . 孪生 变形也是在切应 力的作用下发生的，并通常出现受阻而引起的应力集中区。 孪生是一种均匀切变，即 切变区内与孪晶面平行的每一 层原 子面均相对其毗 邻晶 面沿孪生方向 位移了 一定的 距离， 且每层原子相对于孪生面的切 变量 跟它与孪生面的距离成正比， 孪晶的两部分 晶体形成镜面对称的位向关系. 与滑移类似， 孪生的切变也是沿着特定的晶面和特定 的晶体方向发生， 变形时孪生是否出现和晶体的对称性有关。 属于密排六方的镁合金， 室温下 滑移的临界剪 切应力比孪生 的要低， 但是由 于 镁合金的滑移系少， 且对称性差， 晶体取向不利于 滑移时， 孪生就 成为重要的塑性变 形方式。 对于镁而言， 材料在受 压 缩和拉伸时候 表现出的塑性是不一 样的， 往往是压缩时候 表现出来 较好的 塑性， 因而 挤压、 锻造、 扎制和冲压等 压力 加工方法都很 适合于镁的塑性成形。 镁在受压力时， 一旦滑 移面 趋向 平行于受力 方向， 镁晶 体中 滑移系虽 然停止运动， 但外力的持续 增加 往往会导 致孪生的发生， 一旦发生 孪生， 在孪晶内由 于晶体取向 的变化， 滑移面 不再 硕 十 论文李生在镁合金塑性变形中的作用 平行于受力方向，原有的滑移系又会继续启动，直至断裂，塑性变形才会结束。 孪生引起的变形量不是很大。 因此， 它对镁合金的变形的影响与滑移相比， 处于 次要地位。 但是孪生的作用在于调整晶体的取向并释放应力集中，激发进一步的滑 移，使滑移和孪生交替进行，这样就能获得较大的变形。 孪晶的形成会导致系统能量的增加181 ， 因此对于外加应力所引起的孪生， 孪生面 上沿孪生方向的分切应力在孪生过程中 所做的 功必须为正。 孪生与滑移变形的 一个重 要 区 别 在 于 孪 生 具 有 极 性. 如 孪 生 方 向 为冲 : ( hkl) ， 沿叮 : 相 反 的 方向 (h kl )则 不 能 发 生 孪生 。 设k ， 、k : 面 将空 间 分 为四 个 象限 ， 则 单晶 体 发生 充 分 的 孪 生 时， 理 论 上 钝 角 象限内的 所有方向 均发生延伸变形，而 锐角象限内的 所有方向 均发生压缩变形。 l 2. 2. l镁合金孪生的晶 体学 镁 合 金 中 两 种 主 要 的 孪 生 模 式 为 1 0 1 2 和畜 1 0 1 1 孪 生 1 2 1 。 ( 1 )毛 1 0 1 2 孪生 图1 .3 给出了 镁合金的孪生面和孪生要素， ki和丸为 镁合金的两个孪生切变面。 根据最小 切变准则， 切变量小的 孪生 优先 发生. 在镁合金中 ， 101 2 孪生的 切 变 量最小， 也是镁合金最容易发生的孪生。 其孪生要素为k 卜夏 1 0 1 2 ，kz= 道 1 012 ， n l = ， 币 二 . 切变量为 : = 万( r ， 一 3 ) / 3 尹 = 一 0 . 1 3 ( 11 ) n : = 困 川 n 2=困 1 习 k. ，( 1 012 ) k户( 】 0 业) kl留( 1 0 工 2 ) 1 1 之 1 0 图1 .3孪生 面和 孪生要素 151 镁 合 金 hcn结 构的 c 轴位 于 垂直 方向 ， 晶 格 常 数 c = 0 乃 2 10 5 a ，a = 0 3 2 09 2a。 孪 生 系 勃 “ tz 犷 “ 1 1) 有 六 个 和 “ 刊孪 生 面 ， 每 个 面 上 有 一 个 (r0， 1) 孪 生 方 向 。 中 给 出 了 吞 “ tz 犷 。 1 1) 和 吞 。 tz 犷 。 ， 1) 两 个 对 称 共 辘 的 孪 生 系 0 ” tz 卜 。 1 1 和 0 。 行 卜 。 1 习 。 当 沿 垂 直 于 c 轴 方 向 压 缩 或 沿 c 轴 方 向 拉 伸 时 ， 孪 生 系 就 会 开 动 . 是 0 叮 2 犷 。 川 孪 生 系 开 动 时 的 情 形 . 由 于孪生是单向切变， 因此孪生的发生不仅与外加载荷的几何位向有关系 拉伸 图1 . 3 图1 . 3 还 愁 硕上论文 李生在镁合金塑性变形中的作用 决 于 载 荷 的 类型( 拉 伸 或 压 缩) 。 如 图 1 .4 所示， 对 于 hcp 晶 体， c /a 值对 其 孪 生 行为 有 很 大 的 影 响 181 。 a)。 /a 万b ) 。 / a 万 图1 .4 不同 轴比h 印晶 体0 0 1 2晶 面 上 孪 生 导 致 原 子 运动 情 况 对 于 10 1 2 孪 生 ， 若 。 / 。 = 万， 格 点 d 恰 好 与 格 点 b 以 夏10 1 2 晶 面 成 镜 像 对 称 关 系 。 因 此 ， 在。 /a 万， 孪生 发 生的 情形 如图1 .4b 所示， 孪 生 只 有 在 垂 直 于 基面 的 压 力 力 或 平 行于 基面的拉力分量的作用下刁 能发生孪生 ( 拉伸孪晶)。 ( 2 ) 1 0 1 1 孪 生 在 镁中 1011 孪生 为 压 缩孪晶 ， 存 在 q =4和 q 绍两 种 模 型. 10 1 1 ; 常 在 6 73 k 以 上 的 高温塑性变形中发生，但很少以单一形式出现. l 2. 2. 2影响孪生的主要因 素 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 h all 一 p etch 关 系 阳 ，14 ，1 51 . 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: 琴 ao+划一 健尼( 1 .2 ) 式中确为晶格摩擦力， 氏为屈服强度， k为p etch 斜率， d 为晶体直径。 对于 孪 生 而言 ， 它 通 常 是 在 基 面 滑 移 受 阻 产生 应 力 集中 时 诱 发 形 核 116 1 ， 因 此 不 可 避免也要受到晶粒尺寸的影响。一方面，根据h all一 pet ch关系，晶粒尺寸越大，晶界 处的 位错塞积越严重， 越容易诱发孪生. 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 【 切 ， 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 低孪生发生的可能性。 由 此可见， 晶粒尺寸决定的变形 硕士论文李生在镁合金塑性变形中的作用 均匀性直接影响到孪生的发生，有可能间接影响镁合金的拉压不对称性。然而这种 h al l 一 p e tc h 关系是否能够描述孪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孪生的关系i lsj ， 对于体心立方晶体有类似的 研究 1 1 91 大量 研究表明， 孪生主要发生在粗晶内 部181 ， 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孪晶。 这是因为粗晶内位错滑移程大，品界附近 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g b s 以及动态回复等过程来释放局部应力集中， 应力状态难以满足孪晶形核 要求。 孪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。 孪生 的单向切变特性， 使晶粒取向对孪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0 001 基面平行于 挤压方向， 在此取向 下，位错a 滑移不能发挥作用， 10 12 拉 伸 孪生 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 123 ) . 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 12 0.211 . 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. 5 加 田 记 l sky a等 人对具 有基面 织构的 热 轧 az3 1 b 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， 拉伸孪品对厚向压缩和平面 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 122 1 。 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。 i j镁合金孪生的研究现状 镁合金是密排六方晶体， 室温塑性差， 极大地限制了它的应用。 对于密排六方晶 体， 具 有基面滑移、 三个棱柱滑移、 六个锥面滑移。 在室温下， 密 排六方单晶体的 滑 移通常为基面和棱柱面滑移， 而锥面滑移系的开动主要是由因相邻晶 粒取向的不同 造 成晶 界区 域产生的 大 应力驱动的。 三个易于 滑移方向l 1 2 0 均垂直于 c 轴， 故 无法 产 生平行于c 轴的应变，c +a滑移必须启动。变形孪晶是产生c 方向上非弹性形变的主要 机制l2l. 一般认为， 镁合金在变形时主要通过基面 。 0 01 川 尹/口 ( b ) 亡 a x i s axl今k. y. 了 、 、 j. 二 了 一、 一 争 产 叽 一 了 一 爪一一 . 习、 p 、 ) /，。、， 图4 . 1 平行于 基面压缩时孪生方向 与力轴夹角的变化 (a ) 孪生变形起始状态 ( b) 孪生 变形引起重取向 为简单起见， 仅以单 个孪生单 元为 例予以 说明， 如图4 . 1 所示。 通过x射线衍 射业已 证实挤压变形中产生了基面平行于挤 压方向的纤维 织构; 当 平行于 挤压方向 压缩时 ( 加载力 用 p表示) ，沿着孪生面 和孪生方向对该力 进行分 解， 得到切向 分 力 p ， 和 p 、 ， 并激活 101 2 拉伸孪生 ( 图4 . l a)，此时力轴与 孪生 面之间的 夹角为4 3 . 20， 也就是说， 处于起始变形阶段的孪生方向与力轴的夹角应该为432 。 。 硕十论文 李生石镁合金塑性变形中的作用 与此同 时，垂直于孪生面的 法向分 力 p 。 和p 。 则 形成一个力矩， 使晶体的 孪晶面转 向c 轴方向， 以 保证晶 体的 平衡， 因而使力轴与孪生面 之间的夹角a 增大( 图4 . l b ) ， 直至达到90度， 此时 1 o 1 2 的孪 生面的 取向 因 子为0 ， 该孪晶 将难以继 续 运动， 本文称之为耗竭孪晶;而 a9 0 。 的孪晶可以继续运动，称之为活动孪晶。对 于沿挤压方向拉伸时大部分孪晶都与拉伸方向平行的现象， 是源于少数基面不平行 于挤压方向 的晶粒在拉力作用下发生了 101 2 孪生变形。在此情况下， 孪 晶方向与力轴夹角接近于 0 也可以用上图类似的方法进行解释， 在此不做赘述。不 同的是 孪生面 朝力轴方向 转动， 因而导 致孪生方向 与力轴夹角减小， 直到0 才 停止 孪 生 。 b rown和a gne沪7 在 对轧 制 镁 合 金 沿 轧 制 平 面 压 缩 变形 时 也 发 现， 孪 生 变 形 会导致晶体的重取向，使得晶粒的c 轴方向转向应力方向，从而耗尽该晶粒的孪生 变形能 力。 尽管如 此，由 于孪生变形引 起的重取向 又会有利于基面或非基面 滑移系 开动所需取向因子的增加，从而对后续的塑性变形有间接的贡献. 4. 2晶粒尺寸对孪生的影响 镁合金塑性变形过程中，影响孪生的因 素比 较多，如晶粒尺寸、晶 体学织构等。 从实验结果的分析， 我们可以 很容易发现孪生变形具 有很强的晶粒尺寸依赖性， 随着 晶粒尺寸的增加， 孪生的发生率和面积率明显增加，说明晶粒的尺寸越大，孪生越易 发生。同时，压缩变形时产生的孪晶数量远大于拉伸变形时产生的孪晶数量。 图 4. 2 将图3 . 1 2 和3 . 13的数据结 合在一起， 得出了 不同晶 粒尺寸与 孪晶 的发生率之 间的关系，从图 4. 3 可以发 现随 着晶 粒尺寸的增加，孪晶的 发生 率呈现一个上升的 趋 势而且拉伸和压缩的变化趋势基本上一致。 沿挤压方向进行的压缩变形其孪生的发生 率增加速率大于 拉伸。晶 粒尺寸大于24阿后， 孪晶 发生率的增加 速率明 显大于拉伸 变形条件下的孪晶发生率的增加速率。 .下 e n s il. c o m p ress 初加 录0喇妇趁 _， ， 一 百 .产 夕. 落. 翻 的u叫uu喇考 01 0203040与 06 07 0 g r a i ns i z e ( p m) 图4. 2 a z 31沿挤压方向进行拉伸和 压缩变形品 粒尺寸与孪品发生率的关 系 硕 1 :论 文 李生在镁合命塑性变形中的作用 图 4. 3 是晶粒尺寸和孪晶面积率 之间的 关系， 无论是沿挤 压方向 进行拉伸还是压 缩 变形 条件下， 随 着晶粒 尺寸的 增加， 孪晶 的面积率呈现出递增的趋 势， 并且拉伸和 压 缩的 变化规律不 太相同， 压缩变形条件下孪生面 积率基本高于拉伸变形， 但是二者 差 别不是很大。 .t . n si 他 c o m p re s s 。 住怕a.20-z礴 (吹uo叫材。目如妇州q目ajy.u叫uu叫.卜 1 02 0加40 6 r a i ns i z e ( p m) s060 图4. 3 a z31 沿挤压方向进行的拉 伸和压 缩变形品 粒 尺寸与孪生面积率的关系 晶 粒尺寸越大， 孪晶 越容易发生。 其原因在于晶粒 尺寸越大， 位错的滑 移程增大， 在晶界 处的位错塞积越严重，越容易诱发孪生。晶 粒细化使晶 粒转动和晶界 移动 ( o m i n b o u l l d a 口sl id i ng， g b s ) 变得容易。晶粒转动虽然属于无效 应变， 但能使晶 粒取向 发生变化， 结果 使软取向晶 粒的进一步变形受阻， 而硬取向 晶粒则由 于晶 粒的 转动而使取向变得有利于变形， 随着变形的不断进行材料内部不断地产生几何硬化和 几 何软 化， 使得品粒变形得到协调而 趋于 均匀。 同 时， 晶粒细化能激活 镁合 金中 棱柱 面和锥面等潜在的非基面滑移系。 因此， 晶粒尺寸细化到一定程度时， 孪生不易启动。 由 图4 2 和图4. 3 可见，相同晶粒尺寸 下， 压缩变形的孪晶 发生率要明显高 于拉伸 变形 条件下的孪晶发生率， 并且随着晶粒尺寸的增加， 压缩变形和拉伸 变形的 孪生发 生率的 差异性增大。 而晶 粒尺寸与孪晶面积率的关系图中， 晶粒尺寸与 孪晶 面积率的 规律性也十分明显，随着晶粒尺寸的增加，孪晶的面积率随之增加。 但是，拉伸和压 缩变形条件下二者的差异性不明显， 尤其是 晶粒尺寸较小时， 数据点几乎 重叠。由 此 可见， 孪 生的 发生率可以 反映拉压不对称性， 而孪晶面积律则不足以反 映出 拉压不 对 称性。 同时也说明镁合金的拉压不对 称性的 存在确实与孪晶的发生存在 必然联系。 因 此说来， 晶粒尺寸是影响镁合金孪生的主要因 素， 同时也在很大 程度上影响 材料的力学性能。 硕 卜 论 文李生在镁合金塑性变形中的作用 同时 透射电镜分析表明变形孪生皆为 1 0 1 2 拉伸孪生， 在晶 粒尺寸比 较 均 匀 时 可 用 孪 晶 发 生 率、 近 似 代 替 孪晶 晶 粒 体 积 分 数。 对 于 10 1 2 拉伸孪晶。 随 着 挤压的增加， a z 3 1 的 强度随 之增强， 强度的提高主要源于晶粒 尺寸的 减小和挤 压 中形成的基面纤维织构。不同挤压比的试样均出现了拉压不对称性。 (2 ) 经退火的 试样，在沿 挤压方向进 行拉伸和压缩变形后的组织中均 不同 程度地出 现 了孪晶，但是压缩试样中孪晶的数量远大于拉伸试样。对孪晶数量和取向进行统 计，发现拉伸试样中的孪晶沿力轴方向呈正态分布，而压缩试样中的孪晶沿垂直 于力轴的方向呈正态分布。加载力沿孪生面的法向分力产生的力矩促使品体发生 转动是导致孪晶相对力轴成规律性分布的原因。随着退火时间的延长，晶粒尺寸 不断长大， a z 3 1 的 强度不断降 低，压拉不 对称 性不断 增大。 (3 ) 在镁合 金塑性 变形过 程中，影响 孪生的因素主要有晶粒尺寸和织 构.随 着晶粒尺 寸的增 加，孪生的发生率随 之增加。 在基面纤维织构的条件下， 沿挤压方向 进行 的压缩变形有利于孪生的发生，而拉伸变形不利于孪生的发生.在相同织构条件 下，沿 不同方向 变形，孪生的发生 率大不一样，更说 明了织构 对孪生发生的重要 影响。孪生的发生率可以反映镁合金拉压不对称性。 (4 ) 孪生在 镁合金塑 性变形过 程中 起了 重要的 作用，通过微观角度的 定量分析计算表 明， 对晶粒尺寸约为18卿 的 组织， 孪生对于压缩的塑性 变形 应变量的 贡献达到了 5 0 %， 成为变形的主要机制。 同时，压 缩变形中 孪生 对于 应变的贡献量高于拉 伸 变形。 致 谢 致谢 感谢9