论镁合金孪生变形的影响因素

论镁合金孪生变形的影响因素

0镁合金的力学性能由于镁合金具有独特的优越性，如高比强度和刚度、良好的工艺性能和可回收回收利用，是目前最具潜力的金属结构材料。它已成为研究的热点，在电子、汽车、航空等领域具有广阔的应用前景。但是与其他结构材料相比,镁合金在室温下的延性和强度较低。镁合金具有密排六方晶体结构(HCP),室温下滑移系较少,孪生变形是其重要的塑性变形协调机制。深入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。1由镁合金转化为金的塑料机制1.1hcp金属的滑移系对于多晶体材料来说,均匀的塑性变形需要5个独立的滑移系,即vonMises法则。密排六方结构晶体结构中最常见的2个Burgers矢量是a和c+a,可能的滑移系见图1及表1。HCP金属中最常见的2个滑移系是基面滑移和柱面滑移,提供4个独立的滑移系。由a位错沿锥面滑移提供的4个独立滑移系在晶体学上等效于上述4个独立滑移系在基面和柱面上的交滑移。当c+a位错的滑移系启动时,可以独自提供5个独立的滑移系来满足vonMises法则。1.2其他基面滑移系激活纯镁及大部分镁合金都具有HCP晶体结构,主要变形机制是基面滑移、棱柱面滑移、锥面滑移、孪生变形和晶界滑移等。在室温进行塑性变形时,由于柱面和锥面滑移的临界剪切应力(CRSS)远高于基面滑移的,因而不易被启动,镁合金的主要塑性变形机制为(0001)<11ˉ20>(0001)<112¯0>基面滑移(3个密排方向a1=1/3[ˉ1ˉ120]a1=1/3[1¯1¯20]、a2=1/3[2ˉ1ˉ10]a2=1/3[21¯1¯0]和a3=1/3[ˉ12ˉ10]a3=1/3[1¯21¯0]组成了2个独立滑移系),提供垂直于c轴方向的应变。但是当基面平行于载荷方向时,Schmid因子约为0,很难发生基面滑移,如基面平行于拉伸轴时,这种织构提供的基面滑移的Schmidfactor较小,材料表现出强化效应。镁合金基面滑移只能提供2个独立的滑移系,不能满足vonMises对于协调塑性变形的要求。因此镁合金在室温附近进行塑性变形时必须由其他基面和锥面滑移系激活。镁及其合金中的复杂变形机制,如孪生、非基面滑移和晶界滑移,也可能出现在室温下,与晶粒尺寸、应力状态等因素有关。随着温度的上升,非基面滑移的临界应力急剧下降,非基面滑移被激活,从而有效提高镁合金的热加工性能。镁合金中非基面滑移的激活具有以下特征:(1)非基面滑移是热激活过程。激活柱面滑移、一级锥面滑移和二级锥面滑移需要的温度分别在450K、623K和573K以上。(2)非基面滑移与应变速率有关。柱面滑移是应变速率控制的变形机制。(3)激活非基面滑移需要高的应力,如晶界处的高应力集中。应力集中源于位错在晶界后面的堆积与相邻晶粒之间大的塑性变形协调应力。Koike研究发现非基面滑移主要发生在晶界区域。Koike等认为,协调变形引起的附加应力可以促进激活非基面滑移,观察到非基面滑移位错占总位错密度的40%,表明非基面滑移在变形机制中扮演着重要的角色。升高变形温度、细化晶粒和合金化通常可以促进非基面滑移,从而有效改善延性。Koike等发现,晶粒细化可以有效激活晶界处的棱柱面滑移,因为晶粒细化可以促进晶界处的应力集中,满足棱柱面滑移的临界切应力(CRSS),从而促进棱柱面滑移。Yasumasa等的研究表明,晶粒尺寸小于10μm时可有效激活晶界处的柱面滑移,使镁合金延性增加。此外,晶界滑移(Grainboundarysliding,GBS)也是镁合金的塑性变形机制之一。Ashby提出:在2个取向不同的相邻晶粒之间,晶界区域可以通过所谓的几何必须位错起到协调塑性变形不相容的作用,即所谓的晶界滑移。在细晶镁合金中很容易发生GBS,有利于应力松弛,是应力松弛的机制。但GBS在粗晶镁合金中很少出现,促进粗晶镁合金应力松弛的主要机制是压缩孪晶。GBS应力松弛的能力比压缩孪晶高,因此与粗晶镁合金相比,细晶镁合金呈现出更高的延性。镁合金在室温下也可能会发生GBS。Koike等研究了在室温下拉伸变形过程中GBS对总拉伸应变的贡献,表明由GBS引起的应变占总应变的8%(拉伸速率为1.0×10-3s-1,晶粒尺寸为8μm)。2hcp晶体结构热变形机制孪生变形的临界切应力(CRSS)远高于滑移变形,因此,对于滑移系较多的体心和面心立方金属,只有当变形温度很低、应变速率极高或因其它原因使滑移受阻时,孪生才能成为塑性变形的主要机制。在3种典型金属结构中,六方晶系金属的滑移系较少,且六方晶系的孪生剪切应变S比较低,孪生引起的应变能与S2成正比,所以六方晶系比较容易产生孪生。对于HCP晶体结构的镁合金,在一个相当宽的变形温度范围内,滑移、孪生和断裂是相互竞争的应力释放形式,孪生是镁合金的一种重要的晶内塑性变形机制。在变形温度较低时,滑移系较少,基面(0001)滑移产生几何硬化而晶粒内又没有有利于滑移的滑移面时,随着应力的增加将产生另一种热变形机制——孪生变形。在225℃以上且应变速率较高时,棱柱面等非基滑移面被激活,镁合金的滑移系增加,但是在未变形的晶粒内部仍容易发生孪晶。2.1基面滑移不能提供晶粒沿c轴的变形室温下镁合金的主要变形机制是基面滑移,然而基面滑移不能提供晶粒沿c轴的变形。c轴的变形可以通过孪生来实现。镁合金的孪生类型主要有拉伸孪晶和压缩孪晶。(1)孪生要素对hcp晶的影响{10ˉ12}<10ˉ11>{101¯2}<101¯1>拉伸孪晶是镁合金中最常见的孪生机制。根据最小切变原则,切变量最小的孪生优先发生。在镁合金中,{10ˉ12}{101¯2}拉伸孪晶的切变量最小,其CRSS约为2MPa,因此是最容易发生的孪生。镁合金中的孪生要素见表2,示意图见图2,其中K1是孪晶几何中的第一不畸变面(即孪生面或赤道平面),K2是第二不畸变面,η1表示孪生方向,η2为K2与切变平面P的交线,S表示孪生切应变。{10ˉ12}<10ˉ11>{101¯2}<101¯1>孪生变形的激活会在孪晶与非孪晶晶格之间产生86.3°的取向差。只有沿c轴方向受拉或垂直于c轴方向受压时才容易发生{10ˉ12}<10ˉ11>{101¯2}<101¯1>拉伸孪晶,从而协调HCP晶格的c轴拉伸变形。拉伸孪晶主要发生在变形初期,对应变有贡献。拉伸孪晶通常发生在具有织构的铸造合金变形中,以及在挤压件沿着挤压方向单轴压缩变形时,或者轧制板材在轧板平面的某一个方向进行单轴压缩时。{10ˉ12}{101¯2}孪生使晶粒的c轴趋向于平行压缩轴,从而形成基面织构,导致力学性能的各向异性。(2)拉伸孪生变形{10ˉ11}<10ˉ12>{101¯1}<101¯2>压缩孪晶的CRSS为76～153MPa,切变量仅大于{10ˉ12}孪生,其孪生要素见表2。{10ˉ11}<10ˉ12>压缩孪晶可以协调c轴的压缩变形,使c轴重新取向至约56°,有利于后续的拉伸孪生变形。压缩孪晶不像拉伸孪晶那样可以在母体晶粒中长大和大量增殖,而是在变形过程中始终保持相对细小的形貌。压缩孪晶主要发生在变形的结束阶段,有利于应力松弛。{10ˉ11}孪生常在673K以上的高温塑性变形中发生。压缩孪生变形通常表现为复杂的二重孪晶。二重孪生,即在一个孪晶中再次发生孪生变形,是由拉伸和压缩孪晶相互结合而产生的。近期有报道称存在{10ˉ11}-{10ˉ12}二重孪晶,也是压缩孪晶。初级孪生发生在{10ˉ11}或{10ˉ13}平面,在初级孪晶内部又发生{10ˉ12}孪生。{10ˉ11}-{10ˉ12}复合孪晶的基面与基体的基面倾斜成37.5°。在沿c轴的压缩变形中会观察到压缩孪晶和二重孪晶。除以上锥面孪生外,{30ˉ34}、{10ˉ13}、{10ˉ14}等晶面也可以作为镁合金的孪晶面。2.2孪生变形方式孪生变形在单晶中形成的应变可用式(1)计算:εtw=SMtw=Scosχtwcosλtw(1)式中:S是孪生变形的剪切应变,Mtw是孪生变形的Schmid因子,χtw是孪生面法向与应力轴的夹角,λtw是剪切方向与应力轴的夹角。HCP结构的镁合金具有6个等效的孪晶面,这些孪晶面的Schmid因子可以计算。文献研究了HCP材料中由孪生变形引起的剪切应变。在镁中,{10ˉ12}孪晶的剪切应变为0.1294‚{10ˉ11}的剪切变形为0.137‚{10ˉ11}-{10ˉ12}的剪切变形为0.04。Kleiner等计算了具有环状丝织构的纯镁的{10ˉ12}孪生应变,认为在压力和拉力载荷下产生的孪生应变的差值随倾斜角的增加而下降(这里的倾斜角是指晶粒c轴与应力轴之间的夹角)。此时,由于其Schmid因子小,在压力载荷下很难产生拉伸孪晶。然而,在拉伸载荷下,由于Schmid因子大,很容易产生拉伸孪晶。在孪生变形过程中镁合金的切变部分与未切变部分形成镜面对称,孪生切变使晶粒转动而与基体形成一个特定的角度。表3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。孪晶类型可以通过孪晶与基体之间的取向差来推算。在研究孪生变形特性过程中,如不需要TEM来检测其精确的孪生面指数,可以通过金相图中平行孪晶相交的固定角度来推测或判断其孪生面。图3为笔者在AZ31于300℃下进行轧制制备薄板过程中观察到的显微组织(h=1.6mm,最后道次轧制变形量20%)。图3中孪晶相交的固定角度接近90°,可以推测为{10ˉ12}孪晶。孪晶类型也可以通过电子背散射衍射(EBSD)来表征。如图4所示,采用不同颜色标定不同的孪晶类型,可以直观地观察不同类型孪晶的分布,计算孪晶界所占的百分比。采用EBSD测量晶粒取向差的统计图也可以进一步分析孪晶类型。图5中取向差的峰值位于86.3°,由于{10ˉ12}<10ˉ11>孪晶系的激活使孪生晶格与未发生孪生的晶格之间形成86.3°的取向差,因此可证明存在{10ˉ12}<10ˉ11>孪晶。还可以通过TEM观察和计算确定孪晶类型。图6为在˙ε=1200s-1‚ε=0.3%条件下压缩变形AZ31中观察到的孪晶组织,其中TB指孪晶边界。通过SAD计算可得图6右上图的孪晶为{10ˉ11}<10ˉ12>压缩孪晶。此外,从孪晶的形貌可以简单判断是拉伸孪晶还是压缩孪晶。具有透镜形貌的孪晶通常被认为是拉伸孪晶,具有窄带状相貌的孪晶通常被认为是压缩孪晶,如图7所示。2.3孪生变形对hcp结构金属的影响孪生变形作为多晶体两种主要的塑性变形机制之一,在高应变速率和/或低温下通常会成为主要的变形机制。然而,在HCP结构金属中,在各种温度范围内,孪生变形在保证塑性流动方面起着重要的作用。影响镁合金孪生变形CRSS的因素有很多,如温度、变形速度、晶粒度等,因此影响孪生的因素也有很多,包括变形温度、变形速度、晶粒尺寸、晶粒取向、受力方向等,它们或单独或相互作用地影响孪晶的生成。(1)氢脆的2种变形机制镁合金在较低温度变形时启动孪生和非基面滑移的CRSS远高于启动基面滑移的CRSS,因此会优先发生基面滑移。当发生非弹性应变引起应力高度集中时,孪生和非基面滑移才有可能被启动,并成为互相竞争的2种塑性变形机制。随着变形温度的降低,非基面滑移的CRSS急剧上升,而孪生的CRSS只有略微变化,说明孪生变形具有更低的温度依赖性,孪生的形核并不是热激活的过程,因此温度越低,非基面滑移越不易启动,孪生会成为镁合金的主要变形机制,孪生对塑性变形的贡献越大,如{10ˉ12}c轴拉伸孪晶在约200℃即可激活,协调c轴变形。随着变形温度的升高,位错的滑移和攀移变得容易,非基面滑移启动,动态回复加速,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。在高于673K变形后的样品中没有观察到孪晶,表明673K以上高温时孪晶受到抑制。(2)变形速率对孪生crss的影响孪生应力以及孪生取代滑移的倾向性对变形速度的依赖性非常敏感,如在冲击载荷和快速碰撞的变形条件下,许多HCP结构材料的塑性变形机制仅为孪生。一般而言,随着变形速率的增加,可能来不及进行交滑移及晶界移等主要由速度控制的塑性变形机制,从而在晶界或第二相处引起局部应力集中,使孪生的倾向性增大。孪生的CRSS最终通过加工硬化来达到。随着变形温度的下降,由滑移转为孪生,至少部分由强烈依赖于温度的加工硬化速率所控制,说明孪生是应力激活的过程。孪生的CRSS随着变形速度的加快而降低。此外,提高应变速率时会抑制镁合金动态回复过程,也会促进孪生变形发生。随着孪生取代滑移的进行,镁合金材料的强度得到提高。(3)应力油拉伸变形变形应注意以下两种主要镁合金在受压应力时,一旦滑移面趋向平行于受力方向,镁晶体中的滑移系就会停止运动,此时外力的持续增加会导致孪生的发生。孪生变形会使晶体取向发生变化,滑移面不再平行于受力方向,从而使原有的滑移系重新继续启动。因此镁在受压应力时可以表现出较好的塑性,从而适合挤压、轧制、锻造等压力加工方法成形。不同类型的孪晶的形成与受力方式有关。当拉伸应变平行于c轴时,或压缩应变垂直于c轴时,就会优先生成{10ˉ12}拉伸孪生,使拉伸孪晶在压缩变形中得到加强,从而协调c轴的变形。换言之,当基面织构强烈且c轴与板平面(拉伸方向)垂直时,Schmid因子很低,不易发生{10ˉ12}拉伸孪生;如果c轴与板平面发生倾斜,即极图表现在等高线中心,偏离ND方向,则容易发生{10ˉ12}拉伸孪生。(4)晶粒细化和应力状态就孪生应力与滑移应力对晶粒尺寸的敏感性而言,前者更大。孪晶的激活强烈依赖于晶粒尺寸。孪生在粗晶镁合金中具有重要作用,因为粗晶内位错滑移程大,晶界附近应力集中严重,应力状态容易满足孪晶形核的要求。随着晶粒尺寸的增大,发生孪生的几率增加。但在细晶镁合金中并不是这样的,这是因为细晶组织不仅位错滑移程短,而且晶粒细化可以激活非基面滑移。细晶镁合金可以通过非基面滑移、晶界滑移以及动态回复等过程来释放局部应力集中,满足vonMises法则,其应力状态难以满足孪晶形核的要求。Kaibyshev等认为镁的合金化和初始结构的细化将抑制孪生。随着晶粒尺寸的减小,孪晶的界面能增加,孪晶的形核数量下降,可见晶粒细化会大大改变镁合金的变形本质。图8为笔者在360℃轧制制备AZ31薄板过程中观察到的孪晶组织(最后道次轧制变形量为27.4%,板厚为1.38mm)。由图8可见,在大小晶粒组织并存的镁合金中,孪生变形主要发生在粗晶内部。2.4采用长寿变形法激活镁和金属金属变形2.4.1在变形过程中作用在金属的塑性变形过程中,孪生切变量一般远小于滑移变形量,因此孪生本身对晶体塑性变形的直接贡献并不大。孪生的主要作用在于通过孪生过程中的晶粒转动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,从而获得较大的变形。此外,孪晶与位错之间的相互作用对镁合金的塑性变形也具有重要意义,可能改变滑移模式,激活非基面滑移,从而提高塑性变形性能。孪生对镁合金塑性变形的贡献可归纳如下:(1)作为一种补充变形机制可以提高镁合金的低温塑性变形能力。通常孪生可以提供沿c轴的变形,因此可能起到与Burgers矢量具有c轴分量的位错非基面滑移相似的作用。(2)孪晶改变了晶粒取向,通过晶格旋转使不利于滑移的晶体学取向变得有利,促进持续变形。如当基面平行于拉伸方向时(即基面平行于板面、轧制板材具有较强的(0002)基面织构时),基面滑移的Schmid因子很小,基面滑移变得很困难。此时,如果有{10ˉ11}孪晶,孪晶的基面与基体的基面呈56.2°倾斜,晶格旋转就会增大孪晶内基面滑移的Schmid因子,从而激活孪晶内的基面滑移。(3)孪生是镁合金应力松弛的重要机制,可以使晶界更好地满足相邻晶粒之间的弹性应变不相容性。Kocks等认为,HCP结构的多晶体材料的延性可能不要求5个独立的滑移系,当非弹性应变不能相互协调时,晶界处累积的内部应力集中,可以通过局部的孪生变形,松弛存储的弹性应变能和在晶界附近的应力集中。(4)孪晶界与位错相互作用可能成为c+a位错源,c+a位错的堆积能启动锥面滑移,从而提高镁合金塑性。大量研究表明,a位错与{10ˉ12}和{11ˉ22}孪晶相互作用可形成c+a位错;c位错与{11ˉ21}孪晶相互作用可形成c+a位错。Morozumi等在Mg的{10ˉ12}孪晶内以及孪晶界附近发现许多c+a位错。2.4.2全周进行动态再结晶法镁合金在低温下塑性变形时,在原始晶粒内部形成了密集位错堆积,并伴随着大量孪晶的生成。在孪晶界和晶界附近亚结构的取向差很大,足以产生动态再结晶形核,在层片孪晶内形成微晶,从而细化晶粒,提高均匀塑性变形能力。有两种过程导致了微晶的形成:①初级孪晶的相互作用;②在粗大的初级孪晶层内发生了二级孪晶,初级孪晶与二级孪晶相互交割,形成微晶核心,在孪生区域演变为再结晶晶粒链。这种显微结果的演变过程被称为“孪生动态再结晶(Twindynamicrecrystallization,TDRX)”。进一步变形使孪晶界大规模迁移,从而使再结晶晶粒尺寸和体积分数增大。大量研究表明,镁合金在150℃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。图9为笔者在330℃下进行AZ31轧制制备薄板过程中观察到的显微组织(最后道次轧制变形量为60%,h为2.12mm)。如图9中的箭头所示,孪晶成为动态再结晶优先形核的位置,大量细小的新晶粒形成于层片状孪晶中。2.4.3孪生变形引起的应力晶体材料的延性或脆性极大地依赖于滑移和孪生的本质及其相互联系。孪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)孪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{10ˉ11}压缩孪晶有关,因为位错会被孪晶界吸收。Barnett等认为{10ˉ12}孪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)孪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{10ˉ12}孪晶界取向的突变(与母体晶粒旋转86°)可成为位错运动的障碍,由此成为加工硬化源。由于孪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薄板沿轧向和横向的应力-应变曲线中,初始应变硬化较小,随后硬化速度加快,可归因于大量拉伸孪晶对位错滑移行为的影响,在后一阶段滑移中孪生成为主要的塑性变形机制。(3)孪晶也可能产生应力集中区和失效区,使材料的韧性降低。(4)镁合金的力学性能各向异性与孪生变形有关。Beck认为通过抑制孪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