镁合金中孪晶的作用

AZ31镁合金静态再结晶过程及机理的研究重庆大学硕士学位论文（学术学位）学生姓名：陈建指导教师：刘天模教授专业：材料科学与工程学科门类：工学重庆大学材料科学与工程学院二O一二年十月Study on Static Recrystallization Process and Mechanism of AZ31 Magnesium AlloyA Thesis Submitted to Chongqing Universityin Partial Fulfillment of the Requirement for theMaster’s Degree of EngineeringByJian ChenSupervised by Prof. Tianmo LiuSpecialty:Material Science and EngineeringCollege of Material Science and Engineering ofChongqing University, Chongqing, ChinaOctober 2012摘要镁合金因其优越的物理性能如密度小，比强度高等，在工业上尤其是汽车和航天航空领域越来越受到重视。

但是由于其密排六方晶体结构室温下滑移系较少且不容易开动，导致了了它的延展性和冷加工性能比较差而限制了它的应用。

因此为了得到复杂的镁合金零件，我们通常使用铸造的方法，但是铸件存在夹杂、成分偏析等难以克服的缺点。

而焊接方法通过将简单的部件组装成复杂件因而丰富了镁合金的应用，但是如何提高焊接件的可靠性又是一个难题。

在镁合金产品加工成型过程中，再结晶过程能既能软化金属、提高其组织均匀性又能控制金属晶粒尺寸因而有重要作用。

而本文对再结晶的研究分为理论和应用两个部分。

论文首先研究了孪晶界对镁合金静态再结晶过程的影响，我们将铸态AZ31镁合金进行4%、8%和12%的压缩和锻造后，再在200和300℃下进行了不同时间的退火保温实验，然后通过金相、XRD和EBSD等实验手段比较了不同变形方式和变形量对孪生的影响以及不同退火保温条件下再结晶现象的差异，最后着重研究了不同的孪晶界对镁合金静态再结晶影响并探讨了其形核与长大的机制。

镁合金孪晶界面迁移-概述说明以及解释1.引言1.1 概述在镁合金的研究领域中，孪晶界面迁移是一个备受关注的话题。

孪晶界面是在晶粒内部形成的小范围内的晶界，其在材料的性能和微观结构等方面具有重要影响。

孪晶界面迁移是指这些界面在材料中移动和变化的过程，对材料的力学性能、疲劳性能和蠕变性能等都有着重要影响。

本文将探讨镁合金孪晶界面迁移的定义、影响因素、研究方法等方面，旨在深入了解这一现象，并对未来的研究提供一定的启示。

1.2 文章结构本文主要包括引言、正文和结论三个部分。

在引言部分中，将对镁合金孪晶界面迁移进行概述，介绍文章的结构并阐明研究的目的。

在正文部分，将详细讨论镁合金孪晶界面的定义、孪晶界面迁移的影响因素以及研究方法。

最后，在结论部分将对镁合金孪晶界面迁移的启示进行总结，并探讨研究的局限性和未来展望，最终对研究成果进行总结。

整个文章结构清晰，逻辑性强，有助于读者全面了解镁合金孪晶界面迁移的研究情况和重要性。

1.3 目的本文旨在通过对镁合金孪晶界面迁移进行深入研究，探讨孪晶界面迁移的影响因素和研究方法，为进一步优化材料设计和加工工艺提供理论依据。

通过对镁合金孪晶界面迁移的分析，可以更好地理解材料内部结构的演变规律，为提高镁合金的性能和延长材料寿命提供指导。

同时，本文还将探讨镁合金孪晶界面迁移研究的局限性和未来发展方向，为相关领域的研究工作提供参考。

通过本文的研究，将进一步推动镁合金孪晶界面迁移研究的发展，为材料科学领域的发展做出贡献。

2.正文2.1 镁合金孪晶界面的定义镁合金孪晶界面是指在镁合金中出现的两个晶粒之间的特定界面，其中一个晶粒相对于另一个晶粒有一个固定的旋转关系。

这种特殊的晶界结构使得晶界处存在特定的原子排列方式，从而影响着材料的性能和力学行为。

镁合金孪晶界面的定义还包括界面的形貌和结构，例如晶界的类型（如晶格错、位错、位移等）以及孪晶晶界的导向性。

孪晶界面在镁合金中具有重要的意义，因为它们可以影响材料的强度、塑性和耐蚀性等性能。

中文摘要摘要镁合金室温下绝对强度低和塑性变形能力较差是阻碍其广泛应用的瓶颈问题。

滑移和孪生是镁合金重要的塑性变形机制，由于室温下只能开启有限的滑移系，所以孪生对塑性变形的协调变得十分重要。

孪晶结构镁合金中的退火强化是近年来发现的一个有趣的现象，即，通过预变形和中间退火处理可以让固溶原子偏聚在孪晶界上产生钉扎作用，使孪晶在后续变形过程中的长大受到抑制，从而起到强化作用。

然而，孪晶界被钉扎后，合金在后续变形过程中的组织演变规律尚缺乏研究。

对孪晶结构镁合金组织演变规律的探讨有助于更深入的理解孪生变形机制，为调控孪生行为提供科学依据。

本课题选取了Nd原子百分比为0.03%（1#）和0.18%（2#）的两种Mg-Nd 合金，研究对比中间退火后孪晶在进一步变形过程中的演变规律。

对上述合金挤压棒材先进行预压缩得到预变形样品，然后对一部分样品在200℃下退火6h后做再压缩实验，另一部分样品不进行退火直接做再压缩实验。

采用电子背散射技术（EBSD）原位观察研究孪晶的演变，统计分析了孪晶的特征参量，包括孪晶的数量和体积分数、孪晶形核和长大的施密特因子，以及孪晶形核和长大对孪生过程的贡献等，并探讨了中间退火和合金元素对孪晶演变的影响规律。

研究结果表明：①对于经过中间退火的1#合金孪晶演变过程，再压缩后孪晶的体积分数增加量为14%，其中形核的贡献为14%，长大的贡献为86%。

再压缩过程中孪生变形由孪晶长大主导。

孪晶形核的数量分数为24%，孪晶长大的数量分数为38%。

孪晶形核的平均施密特因子（SF）为0.35，孪晶长大的平均SF为0.47。

孪晶形核的SF主要分布在0.4-0.3范围内，孪晶形核的SF等级主要是R1和R2等级（R1~R6分别对应于孪晶六个变体中最大~最小的等级），孪晶长大的SF主要分布在0.5-0.4范围内，孪晶长大的SF等级主要是R1和R2等级。

②对于不经中间退火的1#合金孪晶演变过程，再压缩后孪晶的体积分数增加量为22%，其中形核的贡献为59%，长大的贡献为41%。

近年来，随着能源供求的紧张、不可再生能源的大量消耗，能源危机逐渐凸显。

为节约能源，各国对新材料的需求更加迫切，尤其是轻合金材料，如镁及镁合金材料。

镁合金具有密度小、比强度高等优点，是目前工业应用中最轻的工程材料［1］。

然而，镁合金为密排六方结构，与其它合金相比结构对称性低，因此成形性较差，从而限制镁合金特别是变形镁合金在工业上的应用。

动态再结晶（DRX ）是在热塑性变形过程中发生的再结晶［2］，作为一种重要的软化和晶粒细化机制，动态再结晶对控制镁合金变形组织、改善塑性成形能力以及提高材料力学特性具有十分重要的意义。

镁合金动态再结晶随合金变形方式的不同存在一定的差异，因此，系统研究其动态再结晶形核与晶粒长大的规律，完善镁合金的塑性变形理论体系，并利用动态再结晶细化晶粒的原理有效控制镁合金的组织和性能，将在生产中具有极为重要的应用价值［3-6］。

简述了当今国内外现有的镁合金动态再结晶机制和变形温度、变形速率、变形程度以及稀土元素对镁合金动态再结晶的影响。

1影响因素通常镁合金塑性变形过程中变形温度、应变速率、应变量的改变和稀土元素的添加都会影响塑性变形机制，因此，会对动态再结晶的行为造成影响［7］。

1.1变形温度的影响变形温度是通过改变位错密度的累积速率影响DRX 形核和长大，随着温度的升高、原子的扩散、位错的交滑移和晶界的迁移得到加强，变形的临界切应力减小［8-9］。

合金中原子的热振荡加剧、扩散速率增大、位错的运动（滑移、攀移、交滑移）及位错缠结滑动比低温时更容易，使动态再结晶的形核率增大，晶界的迁移能力明显增强，因此，提高变形温度可以促进镁合金动态再结晶的发生［10］。

何运斌等［11］对热变形中的ZK60镁合金研究后发现，变形温度增加时，试样的平均动态再结晶体积分数增大，合金变形更加均匀。

S.M.Fatemi-Var ⁃zaneh ，A.Zarei-Hanzaki 等在对AZ31镁合金动态再结晶的研究中指出，在试验温度范围内，试样的组织随非连续动态再结晶的发生而改变，如动态再结晶晶粒的尺寸与动态再结晶晶粒的体积分数均随变形温度的上升而增大［12］，如图1所示。

机械原理孪晶机械原理中的孪晶指的是一个晶体中存在两个互相同向的晶格。

这种结构通常发生在由相同结构的晶体组成的多晶体材料中，在不同位置的晶粒中存在方向相同的晶格。

孪晶通常是由于在合金的固相变化过程中，激发了原子重新排列的形成而形成的。

在这个过程中，一些晶粒中的晶格存在同一方向上的缺陷，这些缺陷又可以通过结合进一些另一个晶粒中来消除。

这种消除过程会导致新的晶粒产生，它们之间存在着方向相同的晶格。

孪晶的形成在固相变化时起着很重要的作用，这通常是由于它们的高强度和伸缩性给材料带来了更好的性质。

在航空航天和汽车工业中，高强度材料通常都是由孪晶组成。

在材料的宏观性能中，孪晶也有着重要的作用。

由于它们的特殊构造，孪晶能够吸收大量的能量，从而在变形过程中减少了材料的应力和疲劳。

对于高强度材料的设计和制造，孪晶的理解和控制是非常重要的。

孪晶对材料的强度和伸缩性等性能有着重要的影响，在理解和控制材料的变形学和强度学过程中具有很高的价值。

除了对材料性能的影响外，孪晶还可以起到一些特殊的作用。

孪晶的存在可以影响材料的化学反应。

在孪晶处存在的原子缺陷总是吸引化学反应物质，从而引发更强烈的化学反应。

孪晶对材料的稳定性也有很大的影响。

通常情况下，孪晶是由于固相变化过程中的原子重新排列形成的。

在这个过程中，孪晶是不稳定的，因为它需要吸收能量来形成。

在材料的稳定过程中，孪晶可以起到很大的作用。

在材料的晶粒长大过程中，孪晶可以被消除，同时也可以促进晶粒长大过程中的成长取向。

最近几年来，随着纳米材料的快速发展和应用，孪晶的研究也变得越来越重要。

由于纳米材料的尺寸比宏观材料的晶粒尺寸小很多，因此纳米材料中的孪晶也在许多方面表现出了不同寻常的性质。

纳米结构中的孪晶比宏观材料中的孪晶具有更高的抗拉强度和伸缩性。

这是由于，纳米结构中相对较大的比表面积和更多的晶格缺陷导致了更大的断裂表面和更多的位错滑移。

孪晶在材料科学和工程中具有重要的地位，对于加强材料性能和改善材料的稳定性具有重要的意义。

金属镁中去孪晶过程与自间隙原子交互作用的分子动力学模拟马志超，汤笑之，郭雅芳✉北京交通大学土木建筑工程学院力学系，北京 100044✉通信作者，E-mail:**************.cn{10¯12}摘 要 采用分子动力学方法研究了镁中拉伸孪晶在剪切载荷下的去孪晶过程，并探讨了去孪晶过程中孪晶界面与自间隙原子的交互作用. 研究结果表明：去孪晶过程中共格孪晶界对自间隙原子具有吸附作用，自间隙原子被共格孪晶界吸附并随之迁移，且随着共格孪晶界的消失而被释放. 通过吸收和释放这两种交互作用，去孪晶过程将导致自间隙原子分布更为密集. 研究进一步给出了共格孪晶界对自间隙原子的吸附机理，即共格孪晶界存在一个自间隙原子的自发吸收区，0 K 下宽度约为0.752 nm ，273 K 下约为3.59 nm. 去孪晶过程与自间隙原子的交互作用也将导致自间隙原子构型的变化. 由于自间隙原子的密集分布可在更长时间尺度上诱发位错环等晶体缺陷，这一研究有助于深入理解镁及镁合金的疲劳力学性能.{10¯12}关键词 镁；分子动力学；拉伸孪晶；去孪晶；自间隙原子分类号 TG146.22Atomistic simulation of detwinning process and its interaction with self-interstitialatoms in magnesiumMA Zhi-chao ，TANG Xiao-zhi ，GUO Ya-fang ✉Institute of Engineering Mechanics, School of Civil Engineering, Beijing Jiaotong University, Beijing 100044, China✉Correspondingauthor,E-mail:**************.cn10¯1210¯12ABSTRACT Magnesium and its alloys have attracted extensive attention due to their favorable mechanical properties, such as lowdensity and high specific strength. The detwinning process of {} tensile twins subjected to periodic loading is one of the microscopic mechanisms of fatigue damage in magnesium and its alloys. Moreover, self-interstitial atoms (SIAs) widely exist as a typical kind of point defects in metals. The migration, aggregation, and interaction with other defects, of SIAs affect the metalmechanical properties. In this work, molecular dynamics simulation was employed to study the detwinning process of {} twins under shear loads in magnesium, focusing on the interaction between the twin boundary and SIAs in the detwinning process. A simulation system containing two coherent twin boundaries (CTBs) with periodic boundary conditions applied along the two in-plane directions was adopted. The classic embedded atom method (EAM) interatomic potential developed by Liu et. al was used for simulation accuracy and comparison with other studies. The simulation results show that the SIAs are absorbed by the CTBs and migrate along with them. The absorbed SIAs can be released with the disappearance of the CTBs during the detwinning process. By the SIA adsorption and release, detwinning process will result in a more concentrated SIA distribution. The simulation results reveal that SIAs will be adsorbed by CTB if the distance between the CTB and SIA is less than 0.752 nm at 0 K and 3.59 nm at 273 K. The energy barrier of the adsorption process is also obtained using the nudged elastic band (NEB) method. The SIA spatial distribution changes after the SIA收稿日期: 2020−02−18基金项目: 国家自然科学基金“面上”资助项目（11972071，11772043）工程科学学报，第 43 卷，第 4 期：545−551，2021 年 4 月Chinese Journal of Engineering, Vol. 43, No. 4: 545−551, April 2021https:///10.13374/j.issn2095-9389.2020.02.18.004; interactions with CTB in detwinning process. Given that the crystal defects such as dislocation loops can be induced by the dense distribution of SIAs at a long timescale, this study clarifies the fatigue mechanical properties of magnesium and magnesium alloys subjected to periodic loading.10¯12KEY WORDS magnesium ；molecular dynamics ；{} twin ；detwinning ；self-interstitial atoms {10¯12}{11¯21}{10¯11}{11¯22}{10¯12}{10¯12}由于密排六方金属中可同时启动的滑移系较少，因此孪生成为密排六方金属中重要的塑性变形机制. 镁中的孪晶种类主要有、拉伸孪晶以及、压缩孪晶[1−4]. 其中，拉伸孪晶是镁中最常见的孪晶种类. 在周期载荷下，拉伸孪晶呈现出显著的去孪晶行为[5−11].2007年Wang 和Huang [5]研究发现，预压缩过程中产生的拉伸孪晶在后续拉伸变形中因去孪晶过程而消退；2013年娄超等[11]的研究表明去孪晶行为可以明显的改变AZ31镁合金的流变应力，并且引起织构变化使得软取向变成硬取向，从而强化材料. 可知，去孪晶行为是镁及镁合金疲劳损伤的重要微观机理之一.{10¯12}此外，金属中广泛存在着点缺陷，其迁移和聚集、与其它缺陷的交互作用对金属的力学性能，特别是高温蠕变力学性能产生影响[12−14]. 在密排六方金属中，锆可作为核反应堆的防护材料，所以锆中的点缺陷一直备受关注[15−20]. 2007年Serra 等[18]研究了剪切作用下金属锆中拉伸孪晶共格孪晶界在迁移过程中与间隙原子簇和空位簇的交互作用，指出间隙原子簇的存在阻碍了孪晶界的运动. 对于金属镁，研究人员主要关注的是其常温塑性加工方面的力学性能改善，因此与点缺陷相关的研究较少[21−23]. 2016年Pasianot 等[21]用第一原理方法计算了七种密排六方金属中自间隙原子稳定结构的形成能，并认为镁中的自间隙原子最易以C 和S 构型存在. 1991年Monti 等[22]研究了镁和锆中晶界及位错对点缺陷的吸收强度，结果显示吸收强度与点缺陷扩散方向有关. 1995年de Diego 和Bacon [23]针对镁、锆和钛的不同原子间作用势研究了四种不同共格孪晶界上间隙原子的稳定结构，发现在孪晶界上BC 和S 构型相对最稳定. 目前，针对镁中去孪晶过程与点缺陷交互作用的研究尚待开展. 由于去孪晶过程是镁及镁合金疲劳损伤的重要微观机理之一，去孪晶过程中孪晶界与点缺陷产生的交互作用将对镁及镁合金的疲劳力学性能产生影响，因此，具有重要的研究意义.{10¯12}基于以上分析，本文采用分子动力学方法研究了密排六方金属镁中拉伸孪晶的去孪晶过程，探讨了去孪晶过程中孪晶界迁移与自间隙原子的交互作用. 研究中首先建立了镁单晶的双孪晶界面模型，研究在剪切载荷作用下的去孪晶过程及相关微观变形机制；在此基础上进一步考察了去孪晶过程中共格孪晶界与自间隙原子的交互作用及其微结构演化过程，探讨去孪晶过程对自间隙原子空间分布的影响.1 研究模型的建立[¯1011][1¯210][10¯12]本文建立了如图1所示的双孪晶界面模型. 模型的x ,y ,z 坐标轴正方向分别对应图示最下部晶粒的、和晶向. x 和y 方向采取周期边界条件，z 方向为自由边界条件. 模型尺寸约为22.7 nm×39.5 nm×2.4 nm ，原子总个数约为1.0×105.两个共格孪晶界（Coherent twin boundary, CTB ）的间距约为8.3 nm ，图中标记为H . H 即为孪晶厚度.本文在模拟中对模型施加剪切载荷实现去孪晶过程，对应孪晶厚度H 的减小. 剪切载荷通过对固定层施加增量位移的方式达到. 每次施加的增量位移可产生0.04%的剪切应变，对应着4.25 MPa 的剪应力，随后体系以3 fs 的时间步长弛豫2000步.在不断施加增量位移并弛豫的过程中，当剪应力达到0.49 GPa ，两个共格孪晶界开始相向迁移并随载荷增加而逐渐靠近，最终相互湮灭. 本文预置十个自间隙原子（Self-interstitial atom, SIA ）随机分布于两个共格孪晶界之间. 分子动力学模拟采用Liu 等开发的嵌入原子势（Embedded atom method ，EAM ）[24]，并采用等温等压系综（NPT ）控制体系的统计物理量，温度设为5 K ，在z 方向上控压为0 MPa.模拟通过LAMMPS 程序[25]来实现，可视化采用AtomEye 软件[26].2 结果与讨论2.1 自间隙构型为了更好地研究自间隙原子与孪晶界的交互作用，本文首先探讨了镁中自间隙原子的微观构型，简称间隙构型. 密排六方金属中可能存在的间隙构型共有8种[21]，分别为图2（a ）中的：O 、C 、S 、T 、BO 、BC 、BS 和BT. 某些构型还存在变体，如S *和C *，与原有构型S 和C 稍具差别. 在金属镁中，第一原理计算结果指出， S *和C *构型的形成能· 546 ·工程科学学报，第 43 卷，第 4 期最低，且因两者构型相近（图2（b ）），相互转化所需的能垒也很低[21]. 在本文的分子动力学模拟中，共存在5种间隙构型，分别为C *、S *、BO 、BC 和BS ，如图2（b ）所示. 在体系未受外载的条件下，所预置的自间隙原子多以C *和S *构型存在，并可以相互转化，这与第一原理计算结果相符[21]，具体结果将在下文讨论.S BCSS*C T BT(a)(b)BC BOBSOBO BSC *C*图 2 密排六方金属中可能存在的8种间隙构型示意图（a ）及本文分子动力学模拟中存在的间隙构型（b ）Fig.2 Schematic of eight possible configurations of SIAs in hcp metals (a) and configurations obtained in this work (b)2.2 去孪晶过程对自间隙原子空间分布的影响图3（a ）所示为分子动力学模拟中的去孪晶过程. 相关研究表明[27−30]，共格孪晶界在剪切载荷下的迁移由孪晶位错环的均匀形核及扩展完成. 孪晶位错环的形核及扩展在图3（a ）中表现为孪晶位错（Twinning dislocation, TD ）偶极子的形核及长大.孪晶位错偶极子由两个孪晶位错组成（图3（a2）），它们在剪切作用下反向运动，从而导致共格孪晶界的迁移. 模拟结果显示，当两个共格孪晶界迁移至较近距离，晶界上的孪晶位错将于某一区域集中形核（图3（a3～a4））. 形核时产生的TD 萌芽（TD embryo ）是孪晶位错形核过程中的标志性缺陷结构[27]，在图3（a4）中可见. 孪晶位错的集中形核使得两个共格孪晶界在此处相接，并随后湮灭，形ShearShearSIATwinCTBBasal planeRigid bodyRigid bodyz [101−2]x [1−011]y [12−10]CTB MatrixMatrixH图 1 模型示意图（图中孪晶界处原子与间隙原子均被放大显示，黑色虚折线标识了孪晶内外的基平面）Fig.1 Schematic of simulation model (Atoms at the coherent twin boundaries (CTBs) and the self-interstitial atoms (SIAs) are magnified for observation. The black dotted lines denote the basal planes inside and outside the twin)(a1)Basal plane C *C *S *S *Basal planeBC CTBTDCTB(b1)(a2)(b2)(a3)(b3)(a4)TD embryoTD embryoTD TDTDBCBC BPIBPIBS BSBSSIA pair BO (b4)(a5)(b5)(a6)(b6)(a)(b)−1.057−1.608图 3 去孪晶过程（a ）及去孪晶过程与自间隙原子交互作用（b ）（图中的虚线所示为孪晶内外两部分晶体各自的基面. 原子按其势能大小着色. 晶界处原子与间隙原子均被放大显示，以便观察）Fig.3 Detwinning process (a) and interaction between the CTBs and the SIAs (b) (The dotted lines denote the basal planes inside and outside the twin. Atoms are colored according to potential energy. Atoms on the CTB and in the interstitial structure are magnified for observation)马志超等： 金属镁中去孪晶过程与自间隙原子交互作用的分子动力学模拟· 547 ·{10¯12}成基柱界面（Basal/Prismatic interface, BPI ）（图3（a5））.基柱界面开始迁移之后孪晶长度缩短. 在共格孪晶界迁移及基柱界面迁移的共同作用下,孪晶的两种晶界全部相互湮灭，孪晶消失（图3（a6））. 综上，拉伸孪晶的去孪晶有先后两个不同的过程，首先是共格孪晶界的迁移导致的孪晶厚度减小，然后是基柱界面的迁移导致的孪晶长度缩短，直至孪晶消失.图3（b ）为在两个共格孪晶界之间（孪晶内部）预置十个自间隙原子时的去孪晶过程. 结果显示，在有自间隙原子的情况下，去孪晶过程中的孪晶界迁移与图3（a ）中所示基本一致，但自间隙原子的位置会随着孪晶界迁移而改变. 在与共格孪晶界相遇之前，自间隙原子稳定在预置的位置静止不动，并大多处于C *和S *构型. 迁移过程中当共格孪晶界经过时，自间隙原子被吸附并随之迁移（图3（b1～b3）），共格孪晶界迁移过后的区域内不再有自间隙原子. 被吸附在共格孪晶界上的自间隙原子大多处于BC 和S *构型. 当去孪晶过程进入以基柱面迁移为主的阶段，原本位于共格孪晶界之上的自间隙原子随着共格孪晶界消失而被释放，停留在孪晶消失时的位置. 由于自间隙原子随共格孪晶界的迁移，整个去孪晶过程导致了自间隙原子的空间分布发生变化，最后停留在孪晶消失的区域，并集中在孪晶界消失平面附近. 此时，自间隙原子构型以BS 、BC 和BO 构型为主，与去孪晶过程开始之前不同. 这是因为自间隙原子在共格孪晶界的影响下沿基平面的扩散特征使其转变为基面构型，即BS ，BC 和BO.2.3 共格孪晶界对间隙原子的吸附机制本节我们将通过微观结构演化分析探讨共格孪晶界对自间隙原子的吸附机制. 模拟结果显示，对于每一个间隙原子，当共格孪晶界迁移至距该间隙原子足够近的位置时，该自间隙原子会主动向共格孪晶界运动，并吸附于其上，吸附过程如图4（b ）所示. 自间隙原子无论处于C *构型还是0.4b1b2b30.20−0.2−0.4−0.6−0.80.27 e VReaction coordinates(a)(b)(b1)SIACTBBasal planeh 1(b2)[101−2][1−011](b3)−1.572−1.061Potential energy/eV[12−10][101−0]SIACTBBasal plane(c)BCS −1.56−1.25Potential energy/eV[101−2][101−2][1−011][12−10]*BCS*CTB(d)[1¯210][¯1011]图 4 NEB 计算的系统势能形貌（a ）；0 K 时自间隙原子位于自发吸收区内被共格孪晶界吸收的过程（b ）（原子按其势能大小着色，孪晶界处原子与间隙原子均被放大显示）；从[0001]方向观察吸收的路径（c ）；从及两个方向上观察被共格孪晶界吸收后间隙原子的构型（d ）（原子按其势能大小着色，左图晶界处原子与间隙原子均被放大显示，以便观察）[1¯210][¯1011]Fig.4 Potential energy landscape (a) associated with the atomic configurations described in (b); Process of SIA absorption by CTB in the spontaneous absorption region at 0 K (b) (Atoms are colored according to potential energy. Atoms on the CTB and in the interstitial structure are magnified forobservation); Path of absorption observed in the [0001] direction (c); Configurations of SIAs absorbed by the CTB observed in the directions of and (d) (Atoms are colored according to potential energy. Atoms on the CTB and in the interstitial structure are magnified for observation in the left part)· 548 ·工程科学学报，第 43 卷，第 4 期11¯20S*构型，都将先迁移至基平面，然后替换<>方向上离晶界更近的邻近晶格点阵上的原子，使其成为新的自间隙原子.这种替换指向晶界依次发生，沿着基平面上的路径进行（图4（c）中绿色箭头所示），最终导致共格孪晶界上多出一个间隙原子.整个过程等效为原自间隙原子被孪晶界吸收.被吸收的自间隙原子以BC或S*两种构型稳定在晶界上，并且两种构型之间可以相互转化（图4（d））.自间隙原子在共格孪晶界上的BC和S*两种稳定构型曾被Diego等报道过[23].基于以上分析，我们推测共格孪晶界两侧应该存在自间隙原子的自发吸收区.为了验证这一推测，我们做了如下模拟研究：在静止的共格孪晶界附近放置一个自间隙原子并弛豫整个体系，弛豫结束后检查自间隙原子是否被共格孪晶界吸收，若被吸收则证明自间隙原子所处位置在自发吸收区内.改变自间隙原子与共格孪晶界之间的距离，重复上述弛豫过程，直至自间隙原子不再被孪晶界吸收.此时两者之间的距离即被认为是自发吸收区的大小.结果显示，在0 K的体系温度下，此自发吸收区约为0.752 nm宽（图4（b）中h1所示区域）.这个结果可以支持在去孪晶过程中观察到的现象，即当共格孪晶界迁移至距间隙原子足够近的位置时，自间隙原子会主动向共格孪晶界靠近并完成吸收过程.此吸收过程可以看做是自间隙原子在共格孪晶界影响下的扩散行为.其沿基平面内的扩散特征与金属锆中自间隙原子沿基平面扩散的特征近似[20].对于图4（b）所示的过程本文进行了爬坡弹性带方法（The nudged elastic band method，NEB）的计算以得到吸附过程的能垒.计算显示完成（b1）到（b3）的过程需要约0.27 eV 的能量（图4（a）），与金属锆中的自间隙原子迁移能垒处于同一量级[17]，并明显小于镁中空位的迁移能[31].同时，考虑到温度是对材料变形机制产生重要影响的因素，且吸附过程与原子扩散相关，暨高温下的扩散应有利于吸附，本文将0 K的温度升高至273 K，考察了自发吸收区大小的变化.计算结果显示，自发吸收区变为3.59 nm宽（h2），约为0 K 下的4倍多，且间隙原子的扩散有一定几率脱离基平面进行，如图（5）所示.模拟结果显示，当共格孪晶界迁移时，运动的孪晶位错会与已被吸收并稳定在孪晶界上的自间隙原子相遇（图6（a））.相遇以后孪晶位错将继续运动，其结构和运动形式均不发生改变，而自间隙原子经与孪晶位错的交互作用之后会短暂脱离共格孪晶界（图6（a2））.此时自间隙原子与晶界的距离等于一个孪晶位错的高度（0.340 nm），小于共格孪晶界的自发吸收区宽度（h≥0.752 nm）.所以如图6（a3）至（a4）所示，自间隙原子再次被共格孪晶界吸收.孪晶位错所致的脱离−吸收过程不断重复，导致自间隙原子随共格孪晶界一同迁移.值得h2SIABasal planeCTB−1.572−1.061图 5 273 K时自间隙原子位于自发吸收区内被共格孪晶界吸收的过程（原子按其势能大小着色，孪晶界处原子与间隙原子均被放大显示）Fig.5 Process of SIA absorption by a CTB in the spontaneous absorption region at 273 K (Atoms are colored according to potential energy. Atoms on the CTB and in the interstitial structure are magnified for observation)(a1)(a4)(a2)bSIA(a3)CTBTDBasal plane−1.117−1.572Potential energy/eV(a)Relativeenergy/eV0.2−0.2−0.4−0.6.6eVReaction coordinates(b)图 6 0 K孪晶位错与共格孪晶界上自间隙原子的交互作用（a）（原子按其势能大小着色. 晶界、用于参照的基平面，以及间隙结构中的原子均被放大显示，以便观察），及NEB计算的系统势能形貌（b）Fig.6 Interaction of TDs and SIAs (a) (Atoms are colored according to potential energy. The atoms in twin boundary, basal planes for reference and in the interstitial structure are magnified for observation), potential energy landscape (b) associated with the atomic configurations described in (a)马志超等：金属镁中去孪晶过程与自间隙原子交互作用的分子动力学模拟· 549 ·注意的是，每一个孪晶位错都会导致自间隙原子逆着孪晶位错运动的方向移动0.395 nm ，在图6中标识为b . 为了更好地理解吸附过程，本研究也对此跟随迁移的过程（图6（a2）至（a4））进行了NEB 的计算. 在这个过程中，可以看出孪晶位错的运动相对于自间隙原子的运动较快，固忽略孪晶位错对能垒的影响. 计算结果显示当自间隙原子与孪晶界的距离与图6（a2）中所示相同时，迁移能垒为0.06 eV(图6（b ）). 综上，自间隙原子跟随共格孪晶界迁移的本质在于自发吸收区的吸附作用.2.4 自间隙原子被共格孪晶界释放由图3（a ）可知，当两个孪晶界迁移到足够近距离时，两个孪晶界会汇合并形成基柱界面，去孪晶过程将以基柱界面的迁移为主. 随着共格孪晶界消失，自间隙原子将被释放到孪晶外部（图3（b ））.图7给出了自间隙原子被释放过程中的微结构演化. 在图7（a ）中可见孪晶上部的共格孪晶界上有¯1011两个孪晶位错，它们将相向运动并相互湮灭. 此时，在孪晶下部的共格孪晶界上有一个已被吸收的自间隙原子. 随后，基柱界面于孪晶右侧形核，并朝向图示左侧迁移，迁移过程中与自间隙原子相遇（图7（b ）和（c ））. 相遇之前自间隙原子在共格孪晶界上的构型保持不变. 相遇后自间隙原子脱离共格孪晶界，留存在晶体中. 其构型受孪晶界的影响，变为BS 、BC 和BO 构型（图7（d ）和（e ））. 值得注意的是，自间隙原子在脱离孪晶过程中在孪晶方向（<>方向）上的位置基本保持不变，如图7中的红色虚线所示.3 结论{10¯12}（1）分子动力学研究表明，拉伸孪晶的去孪晶包括共格孪晶界迁移导致的孪晶厚度减小，以及基柱界面的迁移导致的孪晶消失两个过程. 共格孪晶界对自间隙具有吸附作用，自间隙将随着共格孪晶界的运动而迁移，并最终随着孪晶界的消失而被释放. 因此，去孪晶过程与自间隙原子的相互作用将导致自间隙原子分布变得集中.{10¯12}（2）拉伸孪晶去孪晶过程与自间隙原子的相互作用同时将导致自间隙原子构型的变化.未和孪晶界反应前自间隙的构型为C *和S *，被孪晶界吸收后稳定为BC 或S *，脱离孪晶界后转变为BS 、BC 和BO 构型.{10¯12}（3）孪晶的共格孪晶界存在一个自间隙原子的自发吸收区，0 K 下宽度约为0.752 nm ，273 K下约为3.59 nm. 自间隙原子位于自发吸收区内时，自间隙原子将被共格孪晶界吸附. 同时也因自发吸收区的存在，被吸收的间隙原子将跟随共格孪晶界一同迁移. 因此，自间隙原子跟随共格孪晶界迁移的本质在于自发吸收区的吸附作用.参 考 文 献Yu Q, Qi L, Chen K, et al. The nanostructured origin of deformation twinning. Nano Lett , 2012, 12（2）: 887[1]Kelley E W, Hosford W F. Plane-strain compression ofmagnesium and magnesium alloy crystals. Trans Metall Soc AIME , 1968, 242（1）: 5[2]Guo Y F, Xu S, Tang X Z, er al. Twinnability of hcp metals at the nanoscale. J Appl Phys , 2014, 115（22）: 224902[3]Meng Q, Cai Q W, Jiang H T, et al. {0002} double peak texture ofAZ31 magnesium alloy during uniaxial tension. Chin J Rare Met ,2011, 35（2）: 159（孟强, 蔡庆伍, 江海涛, 等. AZ31镁合金单轴拉伸过程中的{0002}双峰织构观察. 稀有金属, 2011, 35（2）：159）[4](a)(b)(c)(d)(e)BSBPIBPISIACTBTDDetwinning direction−1.057−1.608图 7 自间隙原子被共格孪晶界释放的过程（晶界及间隙结构中的原子均被放大显示）Fig.7 Release of SIAs by the CTB (Atoms on the CTB and in the interstitial structure are magnified)· 550 ·工程科学学报，第 43 卷，第 4 期Wang Y N, Huang J C. The role of twinning and untwinning inyielding behavior in hot-extruded Mg−Al−Zn alloy. Acta Mater ,2007, 55（3）: 897[5]Yin S M, Yang F, Yang X M, et al. The role of twinning –detwinning on fatigue fracture morphology of Mg−3%Al−1%Zn alloy. Mater Sci Eng A , 2008, 494（1-2）: 397[6]Zhang Y, Liu T M, Xu S, et al. Detwinning behavior of anextruded AZ31 magnesium alloy during uniaxial compression.Trans Mater Heat Treat , 2013, 34（8）: 26（张愔, 刘天模, 徐舜, 等. 挤压态AZ31镁合金单向压缩过程中的退孪生行为. 材料热处理学报, 2013, 34（8）：26）[7]Sarker D, Chen D L. Detwinning and strain hardening of anextruded magnesium alloy during compression. Scripta Mater ,2012, 67（2）: 165[8]Morrow B M, McCabe R J, Cerreta E K, et al. In-situ TEMobservation of twinning and detwinning during cyclic loading in Mg. Metall Mater Trans A , 2014, 45（1）: 36[9]10¯12Sun Q, Xia T, Tan L, et al. Influence of {} twin characteristics on detwinning in Mg−3Al−1Zn alloy. Mater Sci Eng A , 2018, 735: 243[10]10¯1210¯12Lou C, Zhang X Y, Wang R H, et al. Effects of untwinning and{} twin lamellar structure on the mechanical properties of Mg alloy. Acta Metall Sin , 2013, 49（3）: 291（娄超, 张喜燕, 汪润红, 等. 退孪生行为以及{}孪晶片层结构对镁合金力学性能的影响. 金属学报, 2013, 49（3）：291）[11]Mendelev M I, King A H. The interactions of self-interstitials withtwin boundaries. Philos Mag , 2013, 93（10-12）: 1268[12]Yu W S, Shen S P. Energetics of point defect interacting withgrain boundaries undergone plastic deformations. Int J Plast , 2016,85: 93[13]Li X T, Tang X Z, Guo Y F. Minimum energy path of a soluteatom diffusing to an edge dislocation core in Al-Mg alloys based on empirical atomic potential. Chin J Eng , 2019, 41（7）: 898（李晓彤, 汤笑之, 郭雅芳. 经验原子势下铝镁合金中溶质原子向位错芯迁移的最低能量路径. 工程科学学报, 2019, 41（7）：898）[14]Hood G M. Point defect diffusion in α-Zr. J Nucl Mater , 1988,159: 149[15]Peng Q, Ji W, Huang H C, et al. Stability of self-interstitial atomsin hcp-Zr. J Nucl Mater , 2012, 429（1-3）: 233[16]Samolyuk G D, Barashev A V, Golubov S I, et al. Analysis of theanisotropy of point defect diffusion in hcp Zr. Acta Mater , 2014,78: 173[17]Serra A, Bacon D J, Osetsky Y N. Strengthening andmicrostructure modification associated with moving twin boundaries in hcp metals. Philos Mag Lett , 2007, 87（7）: 451[18]Deng Y F, Wang Y X, He Y, et al. Atomic simulation of defectbehavior in metal zirconium. J Shengyang Normal Univ Nat Sci Ed , 2018, 36（4）: 295（邓玉福, 王钰鑫, 何燕, 等. 原子模拟金属锆中点缺陷行为. 沈阳师范大学学报(自然科学版), 2018, 36（4）：295）[19]Hatami F, Feghhi S A H, Arjhangmehr A, et al. Interaction ofprimary cascades with different atomic grain boundaries in α-Zr:An atomic scale study. J Nucl Mater , 2016, 480: 362[20]Pasianot R C. Self-interstitials structure in the hcp metals: Afurther perspective from first-principles calculations. J Nucl Mater ,2016, 481: 147[21]Monti A M, Sarce A, Grande N S D, et al. Point defects and sinkstrength in h. c. p. metals. Philos Mag A , 1991, 63（5）: 925[22]de Diego N, Bacon D J. A computer simulation study ofinterstitial-twin boundary interactions in h. c. p. metals. Modell Simul Mater Sci Eng , 1995, 3（6）: 797[23]Liu X Y, Ohotnicky P P, Adams J B, et al. Anisotropic surfacesegregation in Al-Mg alloys. Surf Sci , 1997, 373（2-3）: 357[24]Plimpton S. Fast parallel algorithms for short-range moleculardynamics. J Comput Phys , 1995, 117（1）: 1[25]Li J. AtomEye: an efficient atomistic configuration viewer. ModellSimul Mater Sci Eng , 2003, 11（2）: 173[26]Tang X Z, Zu Q, Guo Y F. The diffusive character of extensiontwin boundary migration in magnesium. Mater , 2018, 2: 208[27]Luque A, Ghazisaeidi M, Curtin W A. A new mechanism for twingrowth in Mg alloys. Acta Mater , 2014, 81: 442[28]Gleiter H. The mechanism of grain boundary migration. ActaMetall , 1969, 17（5）: 565[29]10¯12Gong M Y, Hirth J P, Liu Y, et al. Interface structures andtwinning mechanisms of {} twins in hexagonal metals. Mater Res Lett , 2017, 5（7）: 449[30]Bacon D J. A review of computer models of point defects in hcpmetals. J Nucl Mater, 1988, 159: 176[31]马志超等： 金属镁中去孪晶过程与自间隙原子交互作用的分子动力学模拟· 551 ·。

镁合金塑性变形机理研究进展一、本文概述镁合金作为一种轻质、高强度的金属材料，在航空航天、汽车制造、电子通讯等领域具有广泛的应用前景。

然而，镁合金在塑性变形过程中面临着诸多挑战，如室温下塑性较差、易产生应力腐蚀等问题，限制了其在实际应用中的性能发挥。

因此，深入研究镁合金的塑性变形机理，对于提升镁合金的综合性能、推动其在更广泛领域的应用具有重要意义。

本文旨在综述镁合金塑性变形机理的研究进展，从镁合金的塑性变形行为、变形过程中的微观组织演变、变形机制及影响因素等方面进行总结和分析。

文章首先简要介绍了镁合金的基本特性及其应用现状，然后重点回顾了近年来镁合金塑性变形机理的相关研究成果，包括塑性变形的微观机制、变形过程中的应力应变行为、合金元素对塑性变形的影响等。

文章对镁合金塑性变形机理的未来研究方向进行了展望，以期为镁合金的进一步研究和应用提供有益的参考。

二、镁合金的塑性变形行为镁合金作为轻质高强度的金属材料，其塑性变形行为一直是材料科学领域的研究热点。

镁合金的塑性变形主要涉及到滑移、孪生以及晶界滑移等多种机制。

这些机制在镁合金的变形过程中相互作用，共同影响着镁合金的力学性能和微观组织演变。

滑移是镁合金塑性变形中最主要的变形机制。

镁合金中的滑移系主要包括基面滑移、柱面滑移和锥面滑移。

其中，基面滑移是最容易激活的滑移系，但由于其滑移方向的限制，通常不能完全协调镁合金的宏观变形。

柱面滑移和锥面滑移的激活则需要更高的临界剪切应力，但在高温或变形量较大时，这些滑移系也能被有效激活，从而改善镁合金的塑性变形能力。

孪生在镁合金塑性变形中也扮演着重要角色。

特别是在低温和高应变速率下，孪生成为镁合金的主要变形机制。

孪生不仅能够协调镁合金的宏观变形，还能细化晶粒，提高镁合金的强度和韧性。

然而，孪生也会引入新的织构，影响镁合金的后续变形行为。

除了滑移和孪生外，晶界滑移也是镁合金塑性变形中不可忽视的变形机制。

晶界滑移能够协调不同晶粒间的变形，使得镁合金在宏观上表现出良好的塑性。

退火处理对AZ31镁合金退孪晶的影响张荣;雷亚萍;刘健康;要玉宏;陈建【摘要】In order to study the effect of annealing treatment on the structure and mechanical properties in detwin process,hot rolled AZ31 magnesium alloy is compressed along ND for detwin after pre-compression along TD at room temperature and different annealing treatment.Experiments show:The activation stress of detwinning is 25 MPa,which is smaller than that of twinning (48 MPa),and the strain of detwinning is smaller than that of twinning.The yield strength of pre-compressed AZ31 subjected to annealing is increased by about 20 MPa in detwinning.pre-compressed AZ31 by 5%without annealing treatment needs strain of 2 .5%for detwinning,but the sample with annealing treatment needs strain of 5%for detwinning.It shows that annealing treatment causes annealing hardening in detwinning and rewards detwinning.%为了研究退孪晶过程中退火处理对镁合金组织和力学性能的影响，以热轧AZ31镁合金为研究对象，对其在室温下沿横向（TD ）预压缩后进行不同的退火工艺再沿垂直方向（ND）方向压缩会发生退孪晶．实验结果表明：退孪晶的开动应力为25 MPa，比孪晶形成（48 MPa）小，且退孪晶所需的应变比孪晶小；预压缩AZ31经过合适的退火处理退孪晶的屈服强度提高了约20 MPa；未退火处理的预压缩5％试样在2．5％的应变就可以发生退孪晶，而退火处理的试样需要在5％的应变才可以退孪晶．表明退火处理可以使AZ31在退孪晶过程出现退火硬化现象并且推迟退孪晶的发生．【期刊名称】《西安工业大学学报》【年(卷),期】2016(036)004【总页数】6页(P317-322)【关键词】退孪晶;基面织构;偏析;退火硬化【作者】张荣;雷亚萍;刘健康;要玉宏;陈建【作者单位】西安工业大学材料与化工学院，西安 710021;西安工业大学材料与化工学院，西安 710021;西安工业大学材料与化工学院，西安 710021;西安工业大学材料与化工学院，西安 710021;西安工业大学材料与化工学院，西安710021【正文语种】中文【中图分类】TG113镁合金属于密排六方结构,镁合金基面滑移的临界分切应力(Critical Resolved Shear Stress,CRSS)值比孪生低,但是其有限的滑移系统导致其塑性变形无法协调进行,而孪生在室温条件下就能改变材料晶体学上的取向,所以形变孪生在镁合金的塑性变形方面起到非常重要的作用.镁合金在室温下的主要变形模式是基面滑移系和011>孪晶的生成,2}孪晶对提高镁合金的力学性能有较大的作用[1-2].对镁合金进行轧制后会形成强的基面织构,这种织构是由塑性变形过程中基面滑移系的开动所致[3],从而使镁合金的力学性能表现出明显的各向异性.对于热轧后的镁合金进行横向(TD)或者滚动轧制的方向(RD)压缩,或者沿垂直方向(ND)进行拉伸时,2}孪晶在最初的塑性变形中占主导地位.当镁合金受到反向加载或者重复加载时就会发生退孪生行为.退孪晶和孪晶不同,退孪晶不会生成新的孪晶核,因此退孪晶的开动应力比产生孪晶要小,低的开动应力导致镁合金退孪晶的屈服应力降低,这些均暗示退孪生过程对于材料的力学性能和织构的影响不同于孪晶的生成过程[4].国内外对镁合金中孪晶-退孪晶行为已经取得了很大的成果.文献[5]对退孪生行为的研究表明退孪生行为可以明显的改变AZ31镁合金的流变应力,并且能引起织构的变化,使得软取向变成硬取向,从而达到织构强化的效果.文献[6]表明提高温度可以降低2}孪晶的开动应力.文献[7-9]对未经退火处理的镁合金退孪晶变形行为进行了研究,而退火处理对镁合金退孪晶行为的影响研究得比较少[10-11].因此,文中对预压缩后的镁合金经过退火处理,研究退火处理在退孪晶过程中对镁合金的力学性能和显微组织的影响规律.本实验采用厚度为22 cm的商业AZ31热轧板材,其化学成分见表1.首先把镁合金板材加工成为20 mm(ND)×20 mm(TD)×20 mm(RD)的块状试样,然后在电子万能试验机上沿着TD向室温预压缩(Precompression,PC)3.5%和5%(记为PC3.5%,PC5%)的变形量,压缩试验预载荷为1 kN,压缩速率为2 mm·min-1.其次,预压缩试样沿着ND线切割成7 mm (ND)×5 mm(RD)×5 mm (TD)的块状小样,两种不同的预变形会产生不同体积分数的孪晶,部分样品沿ND方向直接进行压缩,其余样品在退火处理后再沿ND方向压缩(Precompression Annealing,PCA).具体的退火方案：① 170 ℃下退火6 h 后200 ℃下退火8 h (记为PCA 3.5%-1,PCA 5%-1)；② 200 ℃下退火20 min (记为 PCA 3.5%-2,PCA 5%-2)；③ 300 ℃退火2 h (记为PCA 3.5%-3,PCA 5%-3).为了观察塑性变形后的微观组织,采用NEOPHOT-30金相显微镜进行组织分析.试样经粗磨到细磨,然后进行电解抛光,最后用苦味酸和硝酸酒精腐蚀后即可进行组织观察.初始板材的织构利用装备在扫描电镜(FEI Quanta 400 F)上的电子背散射衍射(Electron Backscattered Diffractions,EBSD)系统测定.EBSD试样采用电解抛光的方法制备,电解液温度为-30 ℃,电解电压为25 V,电解时间为90 s,电解抛光后的试样立即用酒精冲洗干净吹干.2.1 热轧态AZ31的微观组织AZ31原始板材400 ℃进行轧制后在400 ℃退火4 h后动态再结晶得以充分进行,其组织是由大小不等的再结晶晶粒组织组成,如图1所示.从图1(a)中可看出,晶粒尺寸大约30 μm左右并且没有孪晶,各晶粒颜色基本为红色或接近于红色,晶粒的取向基本是一致的.图1(b)表明热轧退火后的AZ31板材具有典型的基面织构特征.2.2 退火处理对AZ31镁合金力学性能影响图2为PC3.5%、PC5% AZ31镁合金沿着ND方向压缩的应力-应变(σ-ε)曲线.为了进行对比,同时做了热轧态AZ31沿TD方向压缩的应力-应变曲线,沿着TD方向压缩的应力-应变曲线是个“S形”曲线并在屈服点附近出现明显的“屈服平台”,这是2}孪晶在塑性变形占主导地位的重要标志,所有的预压缩的曲线中都会出现这样的“屈服平台”.预压缩试样沿ND方向变形的应力-应变曲线也是“S形”曲线,这是典型的退孪晶占主导变形的标志.从图2可以看出,沿TD方向压缩的屈服强度低于沿ND方向压缩的屈服强度.在形成2}孪晶和已变形的区域进行变形很容易发生退孪晶,特别是变形的初期阶段,因为退孪生需要的激活应力比孪晶的形成要小很多.退火处理后的屈服强度明显提高.表2为PC3.5%,PC5% 进行不同退火方案后的屈服强度值.实验结果显示PC3.5%,PC5%的试样不经过退火处理的屈服强度都低于TD压缩试样的屈服强度48 MPa,可见退孪晶的开动应力比孪晶生成要小,这是因为退孪晶不需要形核过程；预压缩AZ31镁合金试样在退火处理后屈服强度提高了约20 MPa,这一事实与传统的观点退火会软化镁合金的塑性变形有所不同,但是AZ31镁合金在200 ℃退火20 min就能达到预想的结果；PC5%的试样在300 ℃退火屈服强度增强了,但相比前两个退火方案增强的幅度小,这是因为300 ℃退火相对于200 ℃退火更多消除了变形产生的残余应力,从而改善了材料的塑性；退孪晶的屈服应力也会随着预变形量的增加而提高,随着预压缩量的增加,滑移系慢慢启动导致位错密度提高,从而减少孪晶界的移动,退孪晶的开动应力提高.预压缩后进行了退火处理的AZ31镁合金的屈服强度明显提高,根据文献[12-13]镁合金退火处理后溶质原子(Zn、Al)会周期性偏析在2}孪晶界上使溶质原子钉扎在孪晶界上,这些原子将会使孪晶的迁移变得困难,增加去孪晶变形的开动应力,所以退火后的退孪晶屈服应力明显提高.对预应变AZ31镁合金试样在200 ℃下保温20 min也将导致去孪晶屈服应力的显著增加,文献[12-13]退火5 min就可以使溶质原子偏析到孪晶界上,表明溶质原子在2}孪晶界上的偏析是一个相对比较快的过程.溶质偏析对镁合金的孪晶生成和去孪晶变形可能产生不同的钉扎作用.塑性过程中孪晶的生成包括孪晶形核和孪晶的长大,而去孪晶是通过孪晶界的迁移得以实现.偏析溶质原子可以钉扎孪晶使孪晶难以长大或者孪晶界难以迁移,但并不能影响孪晶的形核.因此退火硬化在镁合金的去孪晶变形中将可能表现的更为明显.2.3 退火处理对AZ31镁合金组织的影响图3为未退火处理的PC5%试样沿着ND方向压缩不同变形量的金相组织图.图3(a)显示预压缩5%后大量的2}孪晶在变形过程中形成,且发现在同一个晶粒内部的2}孪晶几乎是平行的,从而形成明显的片层结构.孪晶片层结构分割晶粒起到“细化”晶粒的作用,导致镁合金力学性能的提高.图3(b)是未退火处理的试样沿着ND方向压缩2.5%后大量的孪晶已经发生退孪晶了,图3(c)是沿着ND方向进一步压缩到5%后孪晶几乎全部消失了.由图3可见,发生退孪晶所需的应变小于完全孪晶时的应变,这是由于去孪晶不需要形核,其激活应力比孪晶的形成要小,所以预压缩5%的样品在塑性变形的初期就可发生退孪晶.图4为PC5%试样退火处理后沿着ND方向压缩不同变形量的金相组织图.图4(a)是预压缩为5%的金相图,图4(b)是170 ℃下退火6 h后200℃下退火8 h的组织,预压缩形成的孪晶依然存在.图4(c)是沿着ND方向压缩2.5%的变形量后,依然有大量的孪晶存在,因此只有一部分孪晶发生退孪晶.图4(d)沿着ND方向压缩至5%后孪晶几乎全部发生退孪晶了,仅有一小部分孪晶存在并且孪晶出现变小的趋势.未退火处理的预压缩试样在比较小的应变就可以发生退孪晶,而退火处理的试样需要在大的应变才可以退孪晶,这是因为退孪晶主要是依靠孪晶界的迁移而实现的,退火后溶质原子在孪晶的偏析抑制了孪晶界的移动,所以推迟退孪晶的发生.经压缩加退火处理后溶质原子(Gd和Zn)会在全共格的变形孪晶界上均匀有序分布.这种有序分布能对孪晶界起到钉扎作用.从而可以阻碍孪晶界的移动,抑制镁合金变形时孪晶进一步生长变宽,从而提高镁合金强度.因此也导致了一个不寻常的伴随现象：退火处理使合金强化而非导致强度降低.预压缩后的AZ31镁合金在塑性变形的初期就可以发生退孪晶.退孪晶所需的应变小于完全孪晶时的应变.这是由于去孪晶不需要形核,其激活应力比孪晶的形成要小.预压缩后的AZ31镁合金进行了退火处理后,溶质原子(Zn、Al)周期性偏析在2}孪晶界上使溶质原子钉扎在孪晶界上,这些原子将使孪晶的迁移变得困难,因此在变形的后期才能发生退孪晶.偏析溶质原子可钉扎孪晶,并不影响孪晶的形核,因此在退孪晶过程中可能形成新的孪晶.1) AZ31镁合金沿TD方向预压缩后产生明显的孪晶片层结构,沿ND压缩后会发生退孪晶且屈服强度低于沿TD方向孪晶生成的屈服强度.2) 预压缩AZ31镁合金在170 ℃下退火6 h 后200 ℃下退火8 h和在200 ℃退火20 min后退孪晶屈服强度都明显的提高了,在300 ℃下退火2 h屈服强度提高的幅度降低,而塑性增强.3) 预压缩5%的AZ31沿着ND方向压缩2.5%的变形量就可以发生完全退孪晶；经过退火处理后,预压缩形成的2}孪晶依然存在,但是经过ND方向上压缩到5%才可以发生退孪晶,退火处理可推迟退孪晶的发生.(in Chinese)[5] 娄超,张喜燕,王润红,等.退孪生行为以及2}孪晶片层结构对镁合金力学性能的影响[J].金属学报,2013,49(3):291.LOU Chao,ZHANG Xiyan,WANG Runhong,et al.Effects of Untwinning and 2} Twin Lamellar Structure on the Mechanical Proprieties of Mg Alloy[J].Acta Metallurgica Sinica,2013,49(3):291.(in Chinese)[6] YU H H,XIN Y C,ZHOU H,et al.Detwinning Behavior of Mg-3Al-1Zn Alloy at Elevated Temperatures[J].Materials Science & EngineeringA,2014,617:24.[7] PROUST G.Modeling the Effect of Twinning and Detwinning During Strain-path Changes of Magnesium Alloy AZ31[J].International Journal of Plasticity,2009,25(5):861.[8] WANG Y N, HUANG J C.The Role of Twinning and Untwinning in Yielding Behavior in Hot-extruded Mg-Al-Zn Alloy[J].ActaMaterialia,2007,55(3):897.[9] PARK S H,LEE J H,HUH Y H,et al.Enhancing the Effect of Texture Control Use 2} Twins by Retarding Detwinning Active in Rolled Mg-Al-Zn Alloy[J].Scripta Materialia,2013,69(s 11/12):797.[10] XIN Y C,ZHOU X J,LIU Q,et al.Suppressing the Tension-compressionYield Asymmertry of Mg Alloy by Hybrid Extension TwinsStructure[J].Materials Science & Engineering A,2013,567(2):9.[11] XIN Y C,ZHOU X J,CHEN H W,et al.Annealing Hardening in Detwinning Deformation of Mg-3Al-1Zn Alloys[J].Materials Science & Engineering A,2014,594(2):287.[12] NIE J F.Effects of Precipitate Shape and Orientation on Dispersion Strengthening in Magnesium Alloys[J].Scripta Materialia,2003,48(8):1009.[13] NIE J F,ZHU Y M,LIU J Z,et al.Periodic Segregation of Solute Atoms in Fully Coherent Twin Boundaries[J].Science,2013,340(6135):957.【相关文献】[1]JAIN A,DUYGULU O,BROWN D W,et al.Grain Size Effects on the Tensile Properties and Deformation Mechanisms of a Magnesium Alloy,AZ31B,Sheet[J].Materials Science & Engineering A,2008,486(s1/2):545.[2]BARNETT M R,KESHAVARZ Z,BEER A G,et al.Influence of Grain Size on the Compressive Deformation of Wrought Mg-3Al-1Zn[J].Acta Materialia,2004,52(17):5093.[3]詹美燕,李春明,尚俊.镁合金的塑性变形机制和孪生变形研究[J].材料导报,2011,25(2):1.ZHAN Meiyan,LI Chunming,SHANG Jun.Investigation of the Plastic Deformation Mechanism and Twinning of Magnesium Alloys[J].Materials Review,2011,25(2):1.(in Chinese)[4] 陈强强,宋广胜,徐勇,等.孪晶和解孪晶对AZ31镁合金力学性能的影响[J].特种铸造及有色合金,2015,35(3):325.CHEN Qiangqiang,SONG Guangsheng,XU Yong,et al.Effect of Twin and Detwin on Mechanical Proprieties of AZ31 Magnesium Alloy[J].Special Casting & Nonferrous Alloys,2015,35(3):325.。

挤压态az31镁合金热变形过程中的孪生和织构演变
挤压态AZ31镁合金的热变形过程中，孪生和织构演变是关键的微观结构演变过程之一。

在挤压过程中，镁合金会发生塑性变形，其中孪生是一个重要的形变机制。

孪生是指材料中某些晶体在应力作用下发生结构调整，形成具有特殊晶格取向关系的结构。

在挤压过程中，孪生主要发生在镁合金的基体晶粒之间。

孪晶的形成可以提高材料的强度和塑性，并且可以消散应力集中，提高材料的疲劳寿命。

此外，挤压过程中的织构演变也是影响材料性能的重要因素。

织构是指材料中晶粒取向的统计分布特征。

在挤压过程中，由于应变的非均匀性，材料中的晶粒取向会发生改变。

通常情况下，挤压过程中晶粒取向的变化趋势是晶粒取向的统计分布更加均匀，这可以改善材料的力学性能和热稳定性。

总的来说，在挤压态AZ31镁合金中，孪生和织构演变是相互关联的微观结构演变过程。

孪晶的形成可以通过调整晶粒取向来改善材料的力学性能，而织构演变则可以通过控制应变分布来调控材料的综合性能。

因此，理解和控制挤压态AZ31镁合金中的孪生和织构演变对于优化其性能具有重要意义。

常见镁合金孪晶类型
镁合金是一种轻质、高强度的材料，常见的镁合金孪晶类型包括以下几种：
1. A-Mg/Mg17Al12孪晶：这是一种常见的镁合金孪晶结构，由Mg基体和Mg17Al12相组成。

这种孪晶结构具有高强度和良好的耐腐蚀性能。

2. A-Mg/Mg2Si孪晶：这种孪晶结构由Mg基体和Mg2Si相组成。

Mg2Si相具有高硬度和高强度，可以有效提高镁合金的力学性能。

3. A-Mg/MgZn2孪晶：这种孪晶结构由Mg基体和MgZn2相组成。

MgZn2相可以提高镁合金的塑性和韧性，改善其加工性能。

4. A-Mg/Mg3Ag孪晶：这种孪晶结构由Mg基体和Mg3Ag相组成。

Mg3Ag相可以提高镁合金的强度和耐热性能，使其适用于高温环境下的应用。

这些孪晶类型在不同的镁合金中可能会有所变化，取决于合金的成分和热处理条件。

了解镁合金的孪晶类型对于合金设计和
应用具有重要意义。

镁合金塑性变形中孪生行为的研究镁及其合金是所有金属工程材料中密度最小的,表现出良好的铸造成型、切削以及焊接性能,在汽车、航空、交通、通信以及日常生活中有很大的应用潜力,因此得到广泛关注。

轧制态AZ31板材具有强烈的基面织构,导致其力学行为的各向异性,塑性变形能力差,所以加工成型能力较差,严重限制了镁合金板材的大规模应用。

本文对具有初始轧制织构的AZ31镁合金进行了连续压缩实验,并借助光学显微镜、X射线衍射和背散射电子衍射等分析技术,探索镁合金形变过程中的拉伸孪生行为以及孪生对镁合金性能的影响。

研究结果表明:(1)镁合金变形过程孪生的启动与其晶界取向有关,初始晶界取向差较小,孪生越容易形核;单向加载情况下,初始材料受力情况简单,孪晶变体的激活遵循施密特一般规律,即拥有较高施密特因子的孪生变体优先启动。

(2)沿初始轧制态试样RD方向连续压缩时,孪晶晶界数目与孪晶体积分数呈现不同的变化趋势:当应变量小于2%时,应变增加孪晶界数量会迅速增加;当应变量继续增加至6%的过程中,孪晶界数量基本保持不变;继续变形孪晶界数目会随着孪晶吞并基体晶粒而迅速减少;而在整个变形过程中,孪晶体积分数呈现一直上升的趋势直至孪生完全,这主要是因为孪晶会以孪晶界迁移的方式生长,当同种孪生变体的相互合并或者孪晶完全吞并基体晶粒时,孪晶界会随之消失而孪晶体积分数会达到极值。

(3)在初始变形下,基体晶粒内部会优先启动施密特因子较大的拉伸孪生变体,随着应变的增加,其他低施密特因子变体也会被激活来协调均匀塑性变形;而在产生孪晶的晶粒中,孪生变体一般都具有较大的施密特因子。

在整个变形过程中,虽然少数晶粒的拉伸孪生变体具有较高的施密特因子,但是由于其拉伸孪生变体所需周围相邻晶粒提供较大的协调应变张量而无法被激活;而部分晶粒虽然取向偏离初始织构方向,但是它们产生相应的拉伸孪生变体所需相邻晶粒提供的协调应变远小于上述晶粒,故综合考虑局部变形协调因素后,这些晶粒中的变体会被激活来协调均匀塑性变形。

镁合金塑性变形机制及动态再结晶研究进展李立云;曲周德【摘要】This paper reviews the mechanism of plastic deformation in magnesium and its alloy at room temperature and dy-namic recrystallization behavior at high temperature, summarizes the research development of the plastic deformation mecha-nism of magnesium alloy and dynamic recrystallization. The results show that the process parameters, processing technology and alloy elements can affect the plastic forming process of magnesium alloy, twin can effectively promote the basal slip;as an important mechanism of grain refinement mechanism, the dynamic recrystallization can effectively start the prism surface of grain boundary sliding, thus to improve the plasticity of magnesium alloy. It points out that it is the important development di-rection of magnesium alloy to optimize the process parameters, research and develop the new technology, refine the grain size.%综述镁及镁合金在室温下塑性变形机制和高温下动态再结晶行为,总结镁合金塑性变形机制和动态再结晶的研究进展. 结果表明:工艺参数、加工工艺、合金元素等均能影响镁合金的塑性成形过程,孪生能有效促进非基面滑移,动态再结晶作为一种重要的晶粒细化机制能有效启动晶界处的棱柱面滑移,提高镁合金的塑性. 指出优化工艺参数,研发新型工艺,细化晶粒尺寸是变形镁合金发展的重要方向.【期刊名称】《机械研究与应用》【年(卷),期】2015(028)006【总页数】3页(P197-199)【关键词】镁合金;塑性变形机制;动态再结晶【作者】李立云;曲周德【作者单位】天津职业技术师范大学天津市高速切削与精密加工重点实验室,天津300222;天津职业技术师范大学天津市高速切削与精密加工重点实验室,天津300222【正文语种】中文【中图分类】TG146.20 引言镁合金以其低密度、高比强度和比刚度、良好的减震性和导热性、绝佳的电磁屏蔽性、易切削、易回收等优点，被誉为“21世纪绿色工程结构材料”［2］。

镁合金中的孪晶对力学性能的影响魏新20140902072（重庆大学材料科学与工程学院）摘要：本文综述了镁合金中拉伸孪晶，复合孪晶以及孪晶与孪晶界的交互作用三个方面对于力学性能的影响，首先详细介绍了镁合金出现的孪晶类型，然后围绕镁合金出现的孪晶，详细介绍了孪晶对于织构的影响，利用预变形产生不同类型的孪晶对于力学性能的影响，以及简单介绍了孪晶与孪晶界的强化作用，最后展望了利用孪晶组织改善镁合金性能的前景和发展方向。

关键字：镁合金，孪晶，力学性能1 前言镁合金作为最轻的金属结构材料，具有比强度高，比刚度高，电磁屏蔽性能优异，因而被誉为“21世纪绿色工程材料”[1]。

但是镁合金的滑移系少，在室温状态下，基面滑移只能提供两个独立的滑移系，不能满足V on Mises准则所要求的5个独立的滑移系。

这限制了镁合金的变形能力。

而镁合金的柱面滑移和锥面滑移，则需要较大的临界剪切应力才能启动，因此孪生作为一种变形机制在镁合金具有很重要的作用，镁合金中常见的孪生类型有[2]﹛1012﹜，﹛1011﹜,﹛1013﹜,﹛3034﹜以及二次孪晶等，其中最常见的是﹛1012﹜拉伸孪晶，﹛1011﹜压缩孪晶以及﹛1011﹜-﹛1012﹜二次孪晶。

而在诸多的孪晶类型里面，﹛1012﹜拉伸孪晶是最容易出现的，而加载方式是平行于C轴拉伸或者垂直于C轴压缩，当反向加载时，拉伸孪晶可能会消失或者变小，这一过程成为退孪生。

孪生变形机制在镁合金中有着重要的作用，本文主要讲述了通过不同的加载方式，引起镁合金中的孪晶的变化，然后考察孪晶对于力学性能的影响。

2 镁合金织构对力学性能的影响镁合金织构的产生主要是由于基面<a>滑移和﹛1012﹜孪生，当镁晶体的C 轴受到拉应力时，孪生后的取向与母体晶粒成86.3°的位向关系[3]。

孪生后晶体的C轴平行于外加应力轴。

所以发生孪生变形后的镁合金，容易形成C轴平行于外加应力轴的织构，如挤压丝织构及轧制板织构。

bcc金属中孪晶的形成机理
金属中的孪晶形成机理是指金属晶粒在固态变形过程中出现镜像对称的晶格结构。

下面是一种可能的机制解释：
1. 起始点：金属中存在着大量的晶界和位错。

晶界是晶粒之间的分界面，位错是晶体中的结构缺陷。

2. 外力作用：金属在外力的作用下发生形变，例如拉伸、压缩或剪切等。

3. 位错滑移：在外力作用下，晶体内的位错开始滑动。

位错滑移是晶体中原子的局部位移，类似于滑动面上的微小缺陷。

4. 晶界的移动：位错滑移会导致晶界的移动，尤其是具有高能晶界的位置。

高能晶界是晶界中晶体排列不规则的区域，对位错很敏感。

5. 晶界的扩散：晶界的移动会导致晶界上的原子扩散，当相邻的晶粒中的原子扩散到彼此的晶界上时，就会形成孪晶。

6. 孪晶的形成：孪晶的形成是指位错在滑动过程中滑到邻近晶粒晶界上，结合晶界的扩散形成一个与原晶粒形成镜像对称的晶体结构。

需要注意的是，孪晶的形成机理是一个复杂的过程，受到多种因素的影响，如材料的晶格结构、形变速率、温度等。

不同的金属材料可能有不同的孪晶形成机理。

以上只是一种可能的机
制解释，具体情况还需要通过实验和理论研究进一步验证和探索。