論鎂合金孿生變形的影響因素

論鎂合金孿生變形的影響因素

0鎂合金的力學(xué)性能由于鎂合金具有獨(dú)特的優(yōu)越性，如高比強(qiáng)度和剛度、良好的工藝性能和可回收回收利用，是目前最具潛力的金屬結(jié)構(gòu)材料。它已成為研究的熱點(diǎn)，在電子、汽車、航空等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。但是與其他結(jié)構(gòu)材料相比,鎂合金在室溫下的延性和強(qiáng)度較低。鎂合金具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)(HCP),室溫下滑移系較少,孿生變形是其重要的塑性變形協(xié)調(diào)機(jī)制。深入研究鎂合金不同變形機(jī)制、變形工藝與組織性能之間的相互影響,對(duì)于優(yōu)化塑性變形工藝、促進(jìn)鎂合金均勻變形、改善鎂合金的延性和強(qiáng)度、探索開發(fā)適合工業(yè)化生產(chǎn)的高性能變形鎂合金材料及其制備工藝具有重要的促進(jìn)作用。1由鎂合金轉(zhuǎn)化為金的塑料機(jī)制1.1hcp金屬的滑移系對(duì)于多晶體材料來(lái)說(shuō),均勻的塑性變形需要5個(gè)獨(dú)立的滑移系,即vonMises法則。密排六方結(jié)構(gòu)晶體結(jié)構(gòu)中最常見的2個(gè)Burgers矢量是a和c+a,可能的滑移系見圖1及表1。HCP金屬中最常見的2個(gè)滑移系是基面滑移和柱面滑移,提供4個(gè)獨(dú)立的滑移系。由a位錯(cuò)沿錐面滑移提供的4個(gè)獨(dú)立滑移系在晶體學(xué)上等效于上述4個(gè)獨(dú)立滑移系在基面和柱面上的交滑移。當(dāng)c+a位錯(cuò)的滑移系啟動(dòng)時(shí),可以獨(dú)自提供5個(gè)獨(dú)立的滑移系來(lái)滿足vonMises法則。1.2其他基面滑移系激活純鎂及大部分鎂合金都具有HCP晶體結(jié)構(gòu),主要變形機(jī)制是基面滑移、棱柱面滑移、錐面滑移、孿生變形和晶界滑移等。在室溫進(jìn)行塑性變形時(shí),由于柱面和錐面滑移的臨界剪切應(yīng)力(CRSS)遠(yuǎn)高于基面滑移的,因而不易被啟動(dòng),鎂合金的主要塑性變形機(jī)制為(0001)<11ˉ20>(0001)<112ˉ0>基面滑移(3個(gè)密排方向a1=1/3[ˉ1ˉ120]a1=1/3[1ˉ1ˉ20]、a2=1/3[2ˉ1ˉ10]a2=1/3[21ˉ1ˉ0]和a3=1/3[ˉ12ˉ10]a3=1/3[1ˉ21ˉ0]組成了2個(gè)獨(dú)立滑移系),提供垂直于c軸方向的應(yīng)變。但是當(dāng)基面平行于載荷方向時(shí),Schmid因子約為0,很難發(fā)生基面滑移,如基面平行于拉伸軸時(shí),這種織構(gòu)提供的基面滑移的Schmidfactor較小,材料表現(xiàn)出強(qiáng)化效應(yīng)。鎂合金基面滑移只能提供2個(gè)獨(dú)立的滑移系,不能滿足vonMises對(duì)于協(xié)調(diào)塑性變形的要求。因此鎂合金在室溫附近進(jìn)行塑性變形時(shí)必須由其他基面和錐面滑移系激活。鎂及其合金中的復(fù)雜變形機(jī)制,如孿生、非基面滑移和晶界滑移,也可能出現(xiàn)在室溫下,與晶粒尺寸、應(yīng)力狀態(tài)等因素有關(guān)。隨著溫度的上升,非基面滑移的臨界應(yīng)力急劇下降,非基面滑移被激活,從而有效提高鎂合金的熱加工性能。鎂合金中非基面滑移的激活具有以下特征:(1)非基面滑移是熱激活過(guò)程。激活柱面滑移、一級(jí)錐面滑移和二級(jí)錐面滑移需要的溫度分別在450K、623K和573K以上。(2)非基面滑移與應(yīng)變速率有關(guān)。柱面滑移是應(yīng)變速率控制的變形機(jī)制。(3)激活非基面滑移需要高的應(yīng)力,如晶界處的高應(yīng)力集中。應(yīng)力集中源于位錯(cuò)在晶界后面的堆積與相鄰晶粒之間大的塑性變形協(xié)調(diào)應(yīng)力。Koike研究發(fā)現(xiàn)非基面滑移主要發(fā)生在晶界區(qū)域。Koike等認(rèn)為,協(xié)調(diào)變形引起的附加應(yīng)力可以促進(jìn)激活非基面滑移,觀察到非基面滑移位錯(cuò)占總位錯(cuò)密度的40%,表明非基面滑移在變形機(jī)制中扮演著重要的角色。升高變形溫度、細(xì)化晶粒和合金化通?？梢源龠M(jìn)非基面滑移,從而有效改善延性。Koike等發(fā)現(xiàn),晶粒細(xì)化可以有效激活晶界處的棱柱面滑移,因?yàn)榫Я＜?xì)化可以促進(jìn)晶界處的應(yīng)力集中,滿足棱柱面滑移的臨界切應(yīng)力(CRSS),從而促進(jìn)棱柱面滑移。Yasumasa等的研究表明,晶粒尺寸小于10μm時(shí)可有效激活晶界處的柱面滑移,使鎂合金延性增加。此外,晶界滑移(Grainboundarysliding,GBS)也是鎂合金的塑性變形機(jī)制之一。Ashby提出:在2個(gè)取向不同的相鄰晶粒之間,晶界區(qū)域可以通過(guò)所謂的幾何必須位錯(cuò)起到協(xié)調(diào)塑性變形不相容的作用,即所謂的晶界滑移。在細(xì)晶鎂合金中很容易發(fā)生GBS,有利于應(yīng)力松弛,是應(yīng)力松弛的機(jī)制。但GBS在粗晶鎂合金中很少出現(xiàn),促進(jìn)粗晶鎂合金應(yīng)力松弛的主要機(jī)制是壓縮孿晶。GBS應(yīng)力松弛的能力比壓縮孿晶高,因此與粗晶鎂合金相比,細(xì)晶鎂合金呈現(xiàn)出更高的延性。鎂合金在室溫下也可能會(huì)發(fā)生GBS。Koike等研究了在室溫下拉伸變形過(guò)程中GBS對(duì)總拉伸應(yīng)變的貢獻(xiàn),表明由GBS引起的應(yīng)變占總應(yīng)變的8%(拉伸速率為1.0×10-3s-1,晶粒尺寸為8μm)。2hcp晶體結(jié)構(gòu)熱變形機(jī)制孿生變形的臨界切應(yīng)力(CRSS)遠(yuǎn)高于滑移變形,因此,對(duì)于滑移系較多的體心和面心立方金屬,只有當(dāng)變形溫度很低、應(yīng)變速率極高或因其它原因使滑移受阻時(shí),孿生才能成為塑性變形的主要機(jī)制。在3種典型金屬結(jié)構(gòu)中,六方晶系金屬的滑移系較少,且六方晶系的孿生剪切應(yīng)變S比較低,孿生引起的應(yīng)變能與S2成正比,所以六方晶系比較容易產(chǎn)生孿生。對(duì)于HCP晶體結(jié)構(gòu)的鎂合金,在一個(gè)相當(dāng)寬的變形溫度范圍內(nèi),滑移、孿生和斷裂是相互競(jìng)爭(zhēng)的應(yīng)力釋放形式,孿生是鎂合金的一種重要的晶內(nèi)塑性變形機(jī)制。在變形溫度較低時(shí),滑移系較少,基面(0001)滑移產(chǎn)生幾何硬化而晶粒內(nèi)又沒(méi)有有利于滑移的滑移面時(shí),隨著應(yīng)力的增加將產(chǎn)生另一種熱變形機(jī)制——孿生變形。在225℃以上且應(yīng)變速率較高時(shí),棱柱面等非基滑移面被激活,鎂合金的滑移系增加,但是在未變形的晶粒內(nèi)部仍容易發(fā)生孿晶。2.1基面滑移不能提供晶粒沿c軸的變形室溫下鎂合金的主要變形機(jī)制是基面滑移,然而基面滑移不能提供晶粒沿c軸的變形。c軸的變形可以通過(guò)孿生來(lái)實(shí)現(xiàn)。鎂合金的孿生類型主要有拉伸孿晶和壓縮孿晶。(1)孿生要素對(duì)hcp晶的影響{10ˉ12}<10ˉ11>{101ˉ2}<101ˉ1>拉伸孿晶是鎂合金中最常見的孿生機(jī)制。根據(jù)最小切變?cè)瓌t,切變量最小的孿生優(yōu)先發(fā)生。在鎂合金中,{10ˉ12}{101ˉ2}拉伸孿晶的切變量最小,其CRSS約為2MPa,因此是最容易發(fā)生的孿生。鎂合金中的孿生要素見表2,示意圖見圖2,其中K1是孿晶幾何中的第一不畸變面(即孿生面或赤道平面),K2是第二不畸變面,η1表示孿生方向,η2為K2與切變平面P的交線,S表示孿生切應(yīng)變。{10ˉ12}<10ˉ11>{101ˉ2}<101ˉ1>孿生變形的激活會(huì)在孿晶與非孿晶晶格之間產(chǎn)生86.3°的取向差。只有沿c軸方向受拉或垂直于c軸方向受壓時(shí)才容易發(fā)生{10ˉ12}<10ˉ11>{101ˉ2}<101ˉ1>拉伸孿晶,從而協(xié)調(diào)HCP晶格的c軸拉伸變形。拉伸孿晶主要發(fā)生在變形初期,對(duì)應(yīng)變有貢獻(xiàn)。拉伸孿晶通常發(fā)生在具有織構(gòu)的鑄造合金變形中,以及在擠壓件沿著擠壓方向單軸壓縮變形時(shí),或者軋制板材在軋板平面的某一個(gè)方向進(jìn)行單軸壓縮時(shí)。{10ˉ12}{101ˉ2}孿生使晶粒的c軸趨向于平行壓縮軸,從而形成基面織構(gòu),導(dǎo)致力學(xué)性能的各向異性。(2)拉伸孿生變形{10ˉ11}<10ˉ12>{101ˉ1}<101ˉ2>壓縮孿晶的CRSS為76～153MPa,切變量?jī)H大于{10ˉ12}孿生,其孿生要素見表2。{10ˉ11}<10ˉ12>壓縮孿晶可以協(xié)調(diào)c軸的壓縮變形,使c軸重新取向至約56°,有利于后續(xù)的拉伸孿生變形。壓縮孿晶不像拉伸孿晶那樣可以在母體晶粒中長(zhǎng)大和大量增殖,而是在變形過(guò)程中始終保持相對(duì)細(xì)小的形貌。壓縮孿晶主要發(fā)生在變形的結(jié)束階段,有利于應(yīng)力松弛。{10ˉ11}孿生常在673K以上的高溫塑性變形中發(fā)生。壓縮孿生變形通常表現(xiàn)為復(fù)雜的二重孿晶。二重孿生,即在一個(gè)孿晶中再次發(fā)生孿生變形,是由拉伸和壓縮孿晶相互結(jié)合而產(chǎn)生的。近期有報(bào)道稱存在{10ˉ11}-{10ˉ12}二重孿晶,也是壓縮孿晶。初級(jí)孿生發(fā)生在{10ˉ11}或{10ˉ13}平面,在初級(jí)孿晶內(nèi)部又發(fā)生{10ˉ12}孿生。{10ˉ11}-{10ˉ12}復(fù)合孿晶的基面與基體的基面傾斜成37.5°。在沿c軸的壓縮變形中會(huì)觀察到壓縮孿晶和二重孿晶。除以上錐面孿生外,{30ˉ34}、{10ˉ13}、{10ˉ14}等晶面也可以作為鎂合金的孿晶面。2.2孿生變形方式孿生變形在單晶中形成的應(yīng)變可用式(1)計(jì)算:εtw=SMtw=Scosχtwcosλtw(1)式中:S是孿生變形的剪切應(yīng)變,Mtw是孿生變形的Schmid因子,χtw是孿生面法向與應(yīng)力軸的夾角,λtw是剪切方向與應(yīng)力軸的夾角。HCP結(jié)構(gòu)的鎂合金具有6個(gè)等效的孿晶面,這些孿晶面的Schmid因子可以計(jì)算。文獻(xiàn)研究了HCP材料中由孿生變形引起的剪切應(yīng)變。在鎂中,{10ˉ12}孿晶的剪切應(yīng)變?yōu)?.1294?{10ˉ11}的剪切變形為0.137?{10ˉ11}-{10ˉ12}的剪切變形為0.04。Kleiner等計(jì)算了具有環(huán)狀絲織構(gòu)的純鎂的{10ˉ12}孿生應(yīng)變,認(rèn)為在壓力和拉力載荷下產(chǎn)生的孿生應(yīng)變的差值隨傾斜角的增加而下降(這里的傾斜角是指晶粒c軸與應(yīng)力軸之間的夾角)。此時(shí),由于其Schmid因子小,在壓力載荷下很難產(chǎn)生拉伸孿晶。然而,在拉伸載荷下,由于Schmid因子大,很容易產(chǎn)生拉伸孿晶。在孿生變形過(guò)程中鎂合金的切變部分與未切變部分形成鏡面對(duì)稱,孿生切變使晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)而與基體形成一個(gè)特定的角度。表3列出了常見的幾種孿生模式發(fā)生孿生變形時(shí)晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)的角度。孿晶類型可以通過(guò)孿晶與基體之間的取向差來(lái)推算。在研究孿生變形特性過(guò)程中,如不需要TEM來(lái)檢測(cè)其精確的孿生面指數(shù),可以通過(guò)金相圖中平行孿晶相交的固定角度來(lái)推測(cè)或判斷其孿生面。圖3為筆者在AZ31于300℃下進(jìn)行軋制制備薄板過(guò)程中觀察到的顯微組織(h=1.6mm,最后道次軋制變形量20%)。圖3中孿晶相交的固定角度接近90°,可以推測(cè)為{10ˉ12}孿晶。孿晶類型也可以通過(guò)電子背散射衍射(EBSD)來(lái)表征。如圖4所示,采用不同顏色標(biāo)定不同的孿晶類型,可以直觀地觀察不同類型孿晶的分布,計(jì)算孿晶界所占的百分比。采用EBSD測(cè)量晶粒取向差的統(tǒng)計(jì)圖也可以進(jìn)一步分析孿晶類型。圖5中取向差的峰值位于86.3°,由于{10ˉ12}<10ˉ11>孿晶系的激活使孿生晶格與未發(fā)生孿生的晶格之間形成86.3°的取向差,因此可證明存在{10ˉ12}<10ˉ11>孿晶。還可以通過(guò)TEM觀察和計(jì)算確定孿晶類型。圖6為在˙ε=1200s-1?ε=0.3%條件下壓縮變形AZ31中觀察到的孿晶組織,其中TB指孿晶邊界。通過(guò)SAD計(jì)算可得圖6右上圖的孿晶為{10ˉ11}<10ˉ12>壓縮孿晶。此外,從孿晶的形貌可以簡(jiǎn)單判斷是拉伸孿晶還是壓縮孿晶。具有透鏡形貌的孿晶通常被認(rèn)為是拉伸孿晶,具有窄帶狀相貌的孿晶通常被認(rèn)為是壓縮孿晶,如圖7所示。2.3孿生變形對(duì)hcp結(jié)構(gòu)金屬的影響孿生變形作為多晶體兩種主要的塑性變形機(jī)制之一,在高應(yīng)變速率和/或低溫下通常會(huì)成為主要的變形機(jī)制。然而,在HCP結(jié)構(gòu)金屬中,在各種溫度范圍內(nèi),孿生變形在保證塑性流動(dòng)方面起著重要的作用。影響鎂合金孿生變形CRSS的因素有很多,如溫度、變形速度、晶粒度等,因此影響孿生的因素也有很多,包括變形溫度、變形速度、晶粒尺寸、晶粒取向、受力方向等,它們或單獨(dú)或相互作用地影響孿晶的生成。(1)氫脆的2種變形機(jī)制鎂合金在較低溫度變形時(shí)啟動(dòng)孿生和非基面滑移的CRSS遠(yuǎn)高于啟動(dòng)基面滑移的CRSS,因此會(huì)優(yōu)先發(fā)生基面滑移。當(dāng)發(fā)生非彈性應(yīng)變引起應(yīng)力高度集中時(shí),孿生和非基面滑移才有可能被啟動(dòng),并成為互相競(jìng)爭(zhēng)的2種塑性變形機(jī)制。隨著變形溫度的降低,非基面滑移的CRSS急劇上升,而孿生的CRSS只有略微變化,說(shuō)明孿生變形具有更低的溫度依賴性,孿生的形核并不是熱激活的過(guò)程,因此溫度越低,非基面滑移越不易啟動(dòng),孿生會(huì)成為鎂合金的主要變形機(jī)制,孿生對(duì)塑性變形的貢獻(xiàn)越大,如{10ˉ12}c軸拉伸孿晶在約200℃即可激活,協(xié)調(diào)c軸變形。隨著變形溫度的升高,位錯(cuò)的滑移和攀移變得容易,非基面滑移啟動(dòng),動(dòng)態(tài)回復(fù)加速,成為釋放應(yīng)力集中、協(xié)調(diào)塑性變形的主要機(jī)制,孿生對(duì)塑性變形的貢獻(xiàn)減小。在高于673K變形后的樣品中沒(méi)有觀察到孿晶,表明673K以上高溫時(shí)孿晶受到抑制。(2)變形速率對(duì)孿生crss的影響孿生應(yīng)力以及孿生取代滑移的傾向性對(duì)變形速度的依賴性非常敏感,如在沖擊載荷和快速碰撞的變形條件下,許多HCP結(jié)構(gòu)材料的塑性變形機(jī)制僅為孿生。一般而言,隨著變形速率的增加,可能來(lái)不及進(jìn)行交滑移及晶界移等主要由速度控制的塑性變形機(jī)制,從而在晶界或第二相處引起局部應(yīng)力集中,使孿生的傾向性增大。孿生的CRSS最終通過(guò)加工硬化來(lái)達(dá)到。隨著變形溫度的下降,由滑移轉(zhuǎn)為孿生,至少部分由強(qiáng)烈依賴于溫度的加工硬化速率所控制,說(shuō)明孿生是應(yīng)力激活的過(guò)程。孿生的CRSS隨著變形速度的加快而降低。此外,提高應(yīng)變速率時(shí)會(huì)抑制鎂合金動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程,也會(huì)促進(jìn)孿生變形發(fā)生。隨著孿生取代滑移的進(jìn)行,鎂合金材料的強(qiáng)度得到提高。(3)應(yīng)力油拉伸變形變形應(yīng)注意以下兩種主要鎂合金在受壓應(yīng)力時(shí),一旦滑移面趨向平行于受力方向,鎂晶體中的滑移系就會(huì)停止運(yùn)動(dòng),此時(shí)外力的持續(xù)增加會(huì)導(dǎo)致孿生的發(fā)生。孿生變形會(huì)使晶體取向發(fā)生變化,滑移面不再平行于受力方向,從而使原有的滑移系重新繼續(xù)啟動(dòng)。因此鎂在受壓應(yīng)力時(shí)可以表現(xiàn)出較好的塑性,從而適合擠壓、軋制、鍛造等壓力加工方法成形。不同類型的孿晶的形成與受力方式有關(guān)。當(dāng)拉伸應(yīng)變平行于c軸時(shí),或壓縮應(yīng)變垂直于c軸時(shí),就會(huì)優(yōu)先生成{10ˉ12}拉伸孿生,使拉伸孿晶在壓縮變形中得到加強(qiáng),從而協(xié)調(diào)c軸的變形。換言之,當(dāng)基面織構(gòu)強(qiáng)烈且c軸與板平面(拉伸方向)垂直時(shí),Schmid因子很低,不易發(fā)生{10ˉ12}拉伸孿生;如果c軸與板平面發(fā)生傾斜,即極圖表現(xiàn)在等高線中心,偏離ND方向,則容易發(fā)生{10ˉ12}拉伸孿生。(4)晶粒細(xì)化和應(yīng)力狀態(tài)就孿生應(yīng)力與滑移應(yīng)力對(duì)晶粒尺寸的敏感性而言,前者更大。孿晶的激活強(qiáng)烈依賴于晶粒尺寸。孿生在粗晶鎂合金中具有重要作用,因?yàn)榇志?nèi)位錯(cuò)滑移程大,晶界附近應(yīng)力集中嚴(yán)重,應(yīng)力狀態(tài)容易滿足孿晶形核的要求。隨著晶粒尺寸的增大,發(fā)生孿生的幾率增加。但在細(xì)晶鎂合金中并不是這樣的,這是因?yàn)榧?xì)晶組織不僅位錯(cuò)滑移程短,而且晶粒細(xì)化可以激活非基面滑移。細(xì)晶鎂合金可以通過(guò)非基面滑移、晶界滑移以及動(dòng)態(tài)回復(fù)等過(guò)程來(lái)釋放局部應(yīng)力集中,滿足vonMises法則,其應(yīng)力狀態(tài)難以滿足孿晶形核的要求。Kaibyshev等認(rèn)為鎂的合金化和初始結(jié)構(gòu)的細(xì)化將抑制孿生。隨著晶粒尺寸的減小,孿晶的界面能增加,孿晶的形核數(shù)量下降,可見晶粒細(xì)化會(huì)大大改變鎂合金的變形本質(zhì)。圖8為筆者在360℃軋制制備AZ31薄板過(guò)程中觀察到的孿晶組織(最后道次軋制變形量為27.4%,板厚為1.38mm)。由圖8可見,在大小晶粒組織并存的鎂合金中,孿生變形主要發(fā)生在粗晶內(nèi)部。2.4采用長(zhǎng)壽變形法激活鎂和金屬金屬變形2.4.1在變形過(guò)程中作用在金屬的塑性變形過(guò)程中,孿生切變量一般遠(yuǎn)小于滑移變形量,因此孿生本身對(duì)晶體塑性變形的直接貢獻(xiàn)并不大。孿生的主要作用在于通過(guò)孿生過(guò)程中的晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)調(diào)整晶體的取向并釋放應(yīng)力集中,激發(fā)進(jìn)一步的滑移,使滑移和孿生交替進(jìn)行,從而獲得較大的變形。此外,孿晶與位錯(cuò)之間的相互作用對(duì)鎂合金的塑性變形也具有重要意義,可能改變滑移模式,激活非基面滑移,從而提高塑性變形性能。孿生對(duì)鎂合金塑性變形的貢獻(xiàn)可歸納如下:(1)作為一種補(bǔ)充變形機(jī)制可以提高鎂合金的低溫塑性變形能力。通常孿生可以提供沿c軸的變形,因此可能起到與Burgers矢量具有c軸分量的位錯(cuò)非基面滑移相似的作用。(2)孿晶改變了晶粒取向,通過(guò)晶格旋轉(zhuǎn)使不利于滑移的晶體學(xué)取向變得有利,促進(jìn)持續(xù)變形。如當(dāng)基面平行于拉伸方向時(shí)(即基面平行于板面、軋制板材具有較強(qiáng)的(0002)基面織構(gòu)時(shí)),基面滑移的Schmid因子很小,基面滑移變得很困難。此時(shí),如果有{10ˉ11}孿晶,孿晶的基面與基體的基面呈56.2°傾斜,晶格旋轉(zhuǎn)就會(huì)增大孿晶內(nèi)基面滑移的Schmid因子,從而激活孿晶內(nèi)的基面滑移。(3)孿生是鎂合金應(yīng)力松弛的重要機(jī)制,可以使晶界更好地滿足相鄰晶粒之間的彈性應(yīng)變不相容性。Kocks等認(rèn)為,HCP結(jié)構(gòu)的多晶體材料的延性可能不要求5個(gè)獨(dú)立的滑移系,當(dāng)非彈性應(yīng)變不能相互協(xié)調(diào)時(shí),晶界處累積的內(nèi)部應(yīng)力集中,可以通過(guò)局部的孿生變形,松弛存儲(chǔ)的彈性應(yīng)變能和在晶界附近的應(yīng)力集中。(4)孿晶界與位錯(cuò)相互作用可能成為c+a位錯(cuò)源,c+a位錯(cuò)的堆積能啟動(dòng)錐面滑移,從而提高鎂合金塑性。大量研究表明,a位錯(cuò)與{10ˉ12}和{11ˉ22}孿晶相互作用可形成c+a位錯(cuò);c位錯(cuò)與{11ˉ21}孿晶相互作用可形成c+a位錯(cuò)。Morozumi等在Mg的{10ˉ12}孿晶內(nèi)以及孿晶界附近發(fā)現(xiàn)許多c+a位錯(cuò)。2.4.2全周進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶法鎂合金在低溫下塑性變形時(shí),在原始晶粒內(nèi)部形成了密集位錯(cuò)堆積,并伴隨著大量孿晶的生成。在孿晶界和晶界附近亞結(jié)構(gòu)的取向差很大,足以產(chǎn)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核,在層片孿晶內(nèi)形成微晶,從而細(xì)化晶粒,提高均勻塑性變形能力。有兩種過(guò)程導(dǎo)致了微晶的形成:①初級(jí)孿晶的相互作用;②在粗大的初級(jí)孿晶層內(nèi)發(fā)生了二級(jí)孿晶,初級(jí)孿晶與二級(jí)孿晶相互交割,形成微晶核心,在孿生區(qū)域演變?yōu)樵俳Y(jié)晶晶粒鏈。這種顯微結(jié)果的演變過(guò)程被稱為“孿生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(Twindynamicrecrystallization,TDRX)”。進(jìn)一步變形使孿晶界大規(guī)模遷移,從而使再結(jié)晶晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)增大。大量研究表明,鎂合金在150℃以上塑性變形時(shí),在變形初期發(fā)生變形孿晶的形核與長(zhǎng)大,或者初始孿晶的長(zhǎng)大;隨著變形量的增大,孿晶可成為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核點(diǎn),最終被動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒所取代。圖9為筆者在330℃下進(jìn)行AZ31軋制制備薄板過(guò)程中觀察到的顯微組織(最后道次軋制變形量為60%,h為2.12mm)。如圖9中的箭頭所示,孿晶成為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶優(yōu)先形核的位置,大量細(xì)小的新晶粒形成于層片狀孿晶中。2.4.3孿生變形引起的應(yīng)力晶體材料的延性或脆性極大地依賴于滑移和孿生的本質(zhì)及其相互聯(lián)系。孿生變形對(duì)鎂合金材料力學(xué)性能所起的作用可歸結(jié)為以下幾點(diǎn):(1)孿生變形使晶格發(fā)生旋轉(zhuǎn),可提供附加的獨(dú)立的滑移系,形成回復(fù)區(qū),有利于提高材料的延性。Koilke等研究表明,鎂及其合金甚至可能在室溫下發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)。動(dòng)態(tài)回復(fù)與{10ˉ11}壓縮孿晶有關(guān),因?yàn)槲诲e(cuò)會(huì)被孿晶界吸收。Barnett等認(rèn)為{10ˉ12}孿晶使晶粒重新取向至硬取向,由此使鎂合金總的應(yīng)變硬化增強(qiáng),從而延遲塑性不穩(wěn)定性的發(fā)生,提高鎂合金的延性。(2)孿晶使晶粒細(xì)化并阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),對(duì)位錯(cuò)轉(zhuǎn)變也有影響,從而導(dǎo)致加工硬化。如{10ˉ12}孿晶界取向的突變(與母體晶粒旋轉(zhuǎn)86°)可成為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙,由此成為加工硬化源。由于孿生而造成的加工硬化有利于達(dá)到更大的均勻延伸率。Jain等的研究表明,在AZ31薄板沿軋向和橫向的應(yīng)力-應(yīng)變曲線中,初始應(yīng)變硬化較小,隨后硬化速度加快,可歸因于大量拉伸孿晶對(duì)位錯(cuò)滑移行為的影響,在后一階段滑移中孿生成為主要的塑性變形機(jī)制。(3)孿晶也可能產(chǎn)生應(yīng)力集中區(qū)和失效區(qū),使材料的韌性降低。(4)鎂合金的力學(xué)性能各向異性與孿生變形有關(guān)。Beck認(rèn)為通過(guò)抑制孿生變形可以減小各向異性,方法之一就是在變形過(guò)程中保留細(xì)小的晶粒組織?？梢酝ㄟ^(guò)控制基體中析出穩(wěn)定的