DOI: 10.11817/j.ysxb.1004.0609.2020-37594

镁合金棒材扭转变形的孪晶机制

宋广胜¹，牛嘉维¹，张士宏²，张健强¹

(1. 沈阳航空航天大学 材料科学与工程学院，沈阳 110036；

2. 中国科学院 金属研究所，沈阳 110016)

摘  要：室温下对镁合金挤压棒材进行了最大扭转角分别为90°、180°和320°的扭转变形，依据扭转变形过程数值模拟结果，基于切应力作用下的等效施密特因子计算模型，结合扭转变形后晶粒取向的EBSD测试结果，对扭转过程中的拉伸孪晶启动机制进行了分析。结果表明：在大扭转角条件下，多数拉伸孪晶的启动遵循Schmid定律，一些Schmid因子值低的拉伸孪晶也启动。原始棒材中的晶粒c轴垂直于棒材轴向，而拉伸孪晶的启动使多数晶粒的c轴向转向平行于棒材轴向。晶粒中虽然启动较多孪晶带，但孪晶启动并没有改变扭转变形过程中应力应变曲线的硬化特征，扭转变形后棒材中仍保持为晶粒的基面平行于棒材轴向的织构特征。

关键词：镁合金棒材；扭转；拉伸孪晶；施密特因子

文章编号：1004-0609(2020)-07-1574-10　　     中图分类号：TG146.2　　     文献标志码：A

镁合金具有密度低、比刚度高和电磁屏蔽性好等优点，在汽车、航空和电子产业中具有潜在的应用价值，虽然现阶段压铸工艺可生产复杂镁合金结构件，但由于压铸件的缺陷多和强度低等缺点，限制了镁合金的应用。采用冲压、锻造和挤压等塑性成形工艺生产镁合金结构件是镁合金成形工艺的必然选择。镁合金塑性加工的原材料主要为镁合金轧制或挤压板材以及镁合金挤压棒材。

由于镁合金板材和棒材在塑性加工中及所成形的结构件在服役过程中要承受塑性变形，所以对于上述镁合金型材的力学性能及相关变形机理进行研究，可用于指导镁合金塑性成形工艺的开发。镁合金结构件在服役中可能要承受扭转变形，对镁合金扭转变形的力学性能及变形机制进行研究，可以为确定所生产镁合金结构件的抗扭转性能等提供参考。相比于镁合金的常规拉伸或压缩变形的力学性能和变形机制的研究^[1-5]，镁合金的扭转变形的相关机理研究还有很多工作要做。

孪晶是镁合金重要的微观变形机制，依据晶体学特征的不同，主要为拉伸孪晶和压缩孪晶，还有-和-等多种二次孪晶在变形过程中可能启动^[6-9]。而拉伸孪晶由于其临界剪切应力(CRSS)值低而在变形初期易启动，对于在镁合金在压缩或拉压复合载荷等作用下变形中的拉伸孪晶启动机制，已有大量文献报道^[10-14]。虽然镁合金在扭转变形过程中各质点可能处于纯剪切应力作用下，但在镁合金扭转变形过程已发现有拉伸孪晶启动^[15-18]。ZHANG等^[19]对镁合金薄壁管进行循环扭转变形，在最大应变幅高于0.4%的条件下，大晶粒内启动了拉伸孪晶，表明在高应变幅下纯剪切应力能够启动拉伸孪晶。KABIRIAN等^[20]对镁合金扭转变形的应变量实测结果表明，随着扭转变形量的增大，轴向压缩变形量不断增加，从而导致晶粒内启动拉伸孪晶，该结果给出了扭转变形过程孪晶启动的合理解释。WANG等^[15]分析了晶粒取向对扭转过程孪晶启动的影响，发现当扭转轴与棒材的挤压方向一致时，有大量拉伸孪晶启动。BISWAS等^[21]对镁合金加热扭转后的组织分析表明，除拉伸孪晶外，还有少量的压缩孪晶和二次孪晶启动，拉伸孪晶的启动量随扭转应变量的增大而增加。

上述工作中，对镁合金扭转变形中孪晶启动机制缺乏系统性研究，本文对镁合金棒材进行不同变形量的扭转变形，基于扭转变形后的晶粒取向测定结果，系统分析拉伸孪晶的启动机制。

1  实验

实验材料为直径为d 26 mm的商用AZ31镁合金挤压棒材，其化学成分(质量分数)为：2.68% Al，0.75% Zn，0.68% Mn，0.001% Cu，0.03% Si，0.003% Fe，余量Mg。挤压棒材经过(420 ℃，6 h)的退火处理后，加工成如图1所示的标准扭转试样。扭转变形在SANS-CTT1202型微机控制电子扭转试验机上进行，扭转变形的速率为34.4 (°)/min，扭转变形过程中，试样在轴向可自由移动。分别对三个试样进行扭转变形，各个试样对应的最大扭转角分别为90°、180°和320°(该角度下试样已经断裂)，分别称为90°、180°和320°试样。扭转试验机自动采集试样变形过程中的扭转角和扭矩值。

图1  扭转试样

Fig. 1  Torsion sample (Unit: mm)

在采用EBSD技术测定晶粒取向的实验中，先对试样进行研磨，再对试样进行机械抛光，最后进行电解抛光，电解液为体积比是1:9的高氯酸和乙醇的混合液，用液氮将电解液降温到约-20℃时再进行电解，电解电压为15 V，电解时间为150 s。EBSD实验在附有EBSD系统的Zeiss Gemini SEM500/300场发射扫描电镜上进行，所测得晶粒取向数据利用HKL Channel5软件进行处理。

2  结果与分析

2.1  力学性能

对于扭转变形过程，材料扭转试验机采集的主要数据为扭转角和扭矩，分别依据式(1)和(2)将扭矩转换为名义应力及将扭转角转换为应变。

                                    (1)

                                    (2)

式中：d₀、L_e、T和分别为扭转试样标距部分的直径、标距部分的长度、所测得扭矩和扭转角。

图2所示为扭转变形过程中的切应力和切应变曲线。由图2可以看出，扭转变形的应力-应变曲线与镁合金板材的室温下拉伸变形曲线的硬化特征相似，曲线过屈服点后呈现单调的硬化特征，这意味着滑移系开动为主要的微观变形模式。图2中的力学性能曲线对应的剪切屈服强度约为75 MPa，明显低于镁合金室温拉伸变形的屈服强度，而与镁合金压缩变形过程中拉伸孪晶启动所决定的屈服强度接近。

图2  具有不同最大扭转角的镁合金扭转变形应力-应变 曲线

Fig. 2  Stress-strain curves of Mg alloy torsions with different maximum torsion angles

2.2  晶粒取向变化

图3所示为镁合金棒材和扭转变形后试样的晶粒取向图，其中，扭转试样的晶粒取向观测区域为试样轴向中间截面的径向外缘区域。由图3(a)可知，挤压棒材微观组织由尺寸差异较大的大小晶粒组成，其中小晶粒均匀分布在大晶粒的晶界处或晶粒内部，应该为挤压过程中动态再结晶所生成，组织中无孪晶带。

由图3(b)~(d)可知，镁合金棒材在扭转变形后，其晶粒内形成了孪晶带；孪晶带多分布于大晶粒内，在单个晶粒内，多数孪晶带呈平行排列，也有成交叉排列。由密排六方(HCP)晶体结构的对称特征，镁及镁合金有六个拉伸孪晶变体，在变形过程中，通常对应最大Schmid因子的孪晶变体易启动。在单个晶粒中，呈平行排列的孪晶带通常对应相同的孪晶变体，而交叉排列的孪晶带通常对应着不同孪晶变体。

图3  镁合金棒材及扭转试样的晶粒取向图

Fig. 3  Grain orientation maps of Mg alloy rod and twisted samples with different torsion angles

图4所示为不同扭转角度的试样中的拉伸孪晶界分布。由图4可以看出，随着最大扭转角的增加，拉伸孪晶界的数量逐渐增多，这意味着随着扭转变形量的增加，将有更多的拉伸孪晶启动。

虽然图4中显示扭转变形中有一定量的拉伸孪晶启动，但对于单个晶粒，其内部所启动的拉伸孪晶占整个晶粒的体积比还是较低的。在镁合金的压缩变形中，由于晶粒基体几乎完全转变为拉伸孪晶，从而使宏观力学性能曲线的屈服强度完全由拉伸孪晶的CRSS值决定，并且力学性能曲线呈现S型硬化特征^[22-23]。图2中的力学性能曲线呈现与镁合金室温拉伸变形的力学性能曲线相似的硬化特征，而镁合金的拉伸变形的硬化特征通常是由滑移系启动所决定的。这意味着虽然在上述镁合金扭转变形过程中有一定数量的拉伸孪晶启动，但镁合金扭转的宏观力学性能曲线硬化特征仍然由滑移系启动所决定，拉伸孪晶的启动并未影响宏观力学性能曲线的硬化特征。

镁合金扭转变形机理的相关研究表明^{[18, 20-21]}，在镁合金扭转变形过程，变形初期易以基面滑移为主，并启动少量拉伸孪晶，变形后期则以基面和柱面滑移为主，在镁合金的各种微观变形模式中，基面滑移的CRSS远低于柱面滑移，而与拉伸孪晶的CRSS值接近，图2中的力学性能曲线呈现与拉伸孪晶启动所决定的屈服强度值接近，这意味着上述扭转变形对应的屈服强度是由基面滑移系启动所决定的。随着扭转变形量的增加，柱面滑移系开始大量启动，从而决定着扭转变形宏观应力应变曲线后续的硬化特征。

图5中的棒材和扭转试样的基面和柱面极图显示了镁合金在扭转变形前后的晶粒取向特征，其中图5(a)显示了镁合金棒材具有典型的基面平行挤压方向(ED)的基面织构，并且晶粒c轴沿圆周均匀分布，柱面与ED垂直。图5(b)~(c)显示经过扭转变形后，上述晶粒取向特征没有明显改变；将各扭转试样和棒材的{0001}极图对比可以看出，扭转变形后晶粒的c轴虽然仍旧与径向一致，但不再沿圆周均匀分布。

在镁合金的各种微观变形模式中，滑移系的启动通常不改变晶粒的取向，而由于拉伸孪晶在启动前后具有约86°的取向差角，从而明显改变晶粒取向。综合上述分析，虽然在扭转变形过程中启动了一定量的拉伸孪晶，但由于启动的拉伸孪晶占整个晶粒的体积比较低，从而没有明显改变晶粒总体取向特征。

图4  扭转试样的晶界分布(红线为拉伸孪晶界)

Fig. 4 Grain boundary distributions of twisted samples (red lines represent extension twin boundaries)

图5  镁合金棒材及扭转试样的极图

Fig. 5  Pole figures of Mg alloy rods and twisted samples

3  孪晶机制分析

3.1  Schmid行为

与滑移系启动一样，镁合金中的孪晶启动通常遵循Schmid定律，即所启动的孪晶变体对应着最大Schmid因子(SF)值^[22-23]。但在变形过程中，由于晶粒间协调变形机制的作用，有时候往往SF值低的孪晶变体先启动，甚至SF值为负的孪晶变体也能启动^[24-27]。

SF可以用来对镁合金在单向拉伸或压缩变形等简单载荷条件下滑移系或孪晶启动进行定性分析，对于滑移系，其SF取值范围为[0, 0.5]，而对于孪晶，其SF取值范围则为[-0.5, 0.5]。对于镁合金轧制和等通道挤压(ECAP)等复杂载荷条件下的变形，可采用等效Schmid因子(ESF)来描述微观变形模式的启动趋势^[28-29]，此时，各微观变形模式的ESF的取值不再局限于上述SF的取值范围。

对于棒材的扭转变形，变形体内各质点主要受到剪切应力作用，为分析棒材扭转过程的应力分布情况，利用Abaqus软件对上述扭转过程进行模拟分析，图6显示了扭转过程中试样轴向中间截面上径向端点的应力应变曲线，可以看出试样在扭转过程中表面主要受到剪切应力作用，在直角坐标系下，对应于表面质点的单元体的受力可用图7表示。

图6  镁合金棒材扭转过程中表面处的应力-应变曲线

Fig. 6  Stress-strain curves of Mg alloy rod surface zone during torsion

图7  镁合金棒材扭转过程中表面点的应力示意图

Fig. 7  Illustration of Mg alloy surface stress during torsion

由于扭转试样内各质点主要受到剪切应力作用，故采用适合于剪切应力作用下的SF计算公式^[30,31]，对应于某变形模式，相应的SF计算公式为

                      (3)

式中：g_j为直角坐标系下沿j向的单位矢量(j=1, 2, 3)；n是滑移面(孪生面)的法向；b是滑移(孪生)方向。

则在复杂应力作用下对应的SF矩阵为^[30]

           (4)

在复杂应力作用下，变形体的内应力对于某变形模式所产生的驱动力为

                         (5)

式中：为应力张量；m_ij则对应着式(4)的SF矩阵。

在复杂应力作用下的描述孪晶启动的ESF定义式为^[30]

                                    (6)

式中：为等效应力。

由图6所示的试样扭转过程的内应力变化模拟结果可知，在试样扭转过程中表面质点对应的应力状态为

                         (7)

由HCP晶体结构的对称性特征，镁合金的拉伸孪晶对应六个孪晶变体，每个孪晶变体分别对应着不同孪生面和孪生方向，依据孪生面和孪生方向的不同，分别对应着、 、、、和六个变体，依次称为为T1、T2、T3、T4、T5和T6孪晶。在镁合金变形过程中，由于不同孪晶变体的取向不同，在内应力作用下对应着不同SF，其中对应着最大的SF的孪晶变体最易启动^[22-23]。在式(7)所示的切应力作用下，依据式(6)中的ESF表达式，则镁合金的不同孪晶变体对应的ESF随试样的轴向在晶体坐标系中的分布而变化情况如图8所示。

图8显示，对于孪晶变体T2、T4和T5，当扭转试样的轴向与晶体的柱面一致时，有利于拉伸孪晶启动，该条件下的上述三个拉伸孪晶变体的ESF值达到约0.3。图5(a)所显示的镁合金挤压棒材的轴向(挤压方向-ED)与晶粒的柱面一致，结合图8(b)、(d)、(e)的显示结果，挤压棒材中的晶粒取向利于孪晶变体T2、T4和T5启动。

如图8(a)、(c)和(f)所示，挤压棒材中的晶粒取向并没有使孪晶变体T1、T3和T6的ESF处于最高值范围内，而当棒材的轴向位于晶粒基面和柱面取向之间时，上述孪晶变体的ESF取最高值；但结合图8中的ESF值标尺可以看出，对于孪晶变体T1、T3和T6，挤压棒材中的晶粒取向也能使孪晶的ESF值达到约0.3，与孪晶变体T2、T4和T5的ESF值相当。

图8  扭转过程中晶体取向对拉伸孪晶ESF的影响

Fig. 8  Effect of crystal orientation on extension twin ESF during torsion

在图3(b)、(c)和(d)中选取含有拉伸孪晶带的晶粒，对其内部所启动孪晶带的ESF进行统计分析，表1显示了所启动拉伸孪晶的ESF值分布的统计结果。由表1的结果可以看出，镁合金棒材在扭转过程中，所启动的拉伸孪晶对应的ESF高于0.3的占多数，与图8所示的结果一致。镁合金轧制板材压缩变形的SF统计结果表明^[26]，在所有启动的拉伸孪晶中，SF值高于0.3的孪晶约占总数的76%，与表1中的统计结果接近。

图9所示为统计扭转试样中所启动拉伸孪晶带的数量及具有最大ESF孪晶带的数量。根据统计结果，对于90°、180°和320°扭转试样，具有最大ESF的孪晶占总的启动孪晶数量的百分比分别为44%、69%和78%，呈现出最大ESF孪晶所占的百分比随着扭转角增大而增加的趋势。由图9可知，对于大扭转角的扭转变形，多数孪晶的启动遵循Schmid定律；但当扭转角为90°时，超过半数的孪晶启动并不遵循Schmid定律。

表1  扭转试样中孪晶的ESF分布统计结果

Table 1  Statistical results on ESF distributions of twins in twisted samples

图10所示为对应于不同ESF的所启动的孪晶数量。由图10可以看出，对于不同扭转角的试样，ESF值在0.4~0.5范围内孪晶数量最多；一些对应着低ESF值(小于0.2)孪晶在扭转变形过程中启动，对于320°扭转试样，一些具有高ESF值(大于0.5)孪晶启动。

图9  扭转试样中具有最大ESF的拉伸孪晶数量的分布

Fig. 9  Number distribution of extension twin with maximum ESF within torsion samples

图10  扭转试样中具有不同ESF的拉伸孪晶数量的分布

Fig. 10  Number distribution of extension twin with different ESF within torsion samples

根据Schimid定律的表达式，滑移和孪晶启动驱动力通常为宏观应力与SF的乘积，由此可以确定SF值高的孪晶变体易启动，但在实际变形中，往往一些SF值低的孪晶启动，SF值高的孪晶反而没启动。镁合金板材的快速压缩变形微观机制的分析结果表明^[32]，只有约40%的启动孪晶遵循Schimd定律，并且SF值主要集中在0.3~0.4范围内。对镁合金挤压棒材进行不同变形量的拉伸变形过程分析结果表明^[27]，随着变形量的增加，遵循Schimd定律的拉伸孪晶所占的百分比呈现波动性，对应于7.7%、10.9%和20.1%的变形量，所占的百分比分别约为60%、68%和46%，并且超过半数拉伸孪晶的SF值主要集中在0~0.1范围内，在0.4~0.5范围内很少。对于上述孪晶启动中的非Schimid行为，一种解释为镁合金在变形过程中局部产生的内应力抵消了外载荷产生宏观内应力的影响^[33]，另一种解释为不同的孪晶变体在变形过程中可能产生不同的微观协调应变量^[32-33]，即SF值低的孪晶变体可能产生更好地协调微观变形。

3.2  孪晶对晶粒取向的影响

镁合金在变形过程能够启动多种孪晶类型，相比于滑移变形，孪晶能够明显改变晶粒取向，不同的孪晶启动后会在晶粒基体和孪晶间形成不同的取向差角，常见的拉伸孪晶、压缩孪晶、-二次孪晶启动后，依次形成86°、56°和37.5°的取向差角，-二次孪晶则可能形成7°和60° 的取向差角^[6]。

拉伸孪晶由于其CRSS值在各种微观变形模式中最低，故在变形过程中最易启动。拉伸孪晶的启动通常需要满足在晶粒c轴方向存在拉应力的条件，而且存在孪晶启动后晶粒c轴转向压应力方向的规律。对上述扭转试样中孪晶带和晶粒基体的取向差分析表明，图3的各晶粒取向图中所有孪晶带几乎全部是拉伸孪晶。

图11所示为扭转试样中所启动拉伸孪晶和其对应晶粒基体的取向分布特征。由图11(a)、(c)和(e)可知，晶粒基体的取向特征为晶粒c轴与棒材的径向(R)一致，并且沿圆周均匀分布，这与图5(a)所显示的棒材织构特征一致。由图11(b)、(d)和(f)可知，在拉伸孪晶启动后，多数孪晶的c轴与棒材的轴向(ED)一致，少数孪晶的c轴则仍与棒材的径向一致。

上述扭转变形过程中，孪晶引起的晶粒取向变化特征可用图12来表示，如图所示，在孪晶启动前，基体的取向特征为晶粒的c轴与棒材径向(R)一致，扭转变形过程中，拉伸孪晶启动使晶粒取向发生两种改变，其一为孪晶启动后晶粒的c轴仍与棒材的径向一致，定义该孪晶启动为TW1孪晶，另一种为孪晶启动后晶粒的c轴与棒材的轴向一致(ED)，定义该孪晶启动为TW2孪晶。

如图11(b)、(d)和(f)所示，孪晶启动后的晶粒取向分布点位于小圆内(半径为大圆的一半)的晶粒c轴方向与ED一致或接近，则可以将该类型的孪晶启动划归为TW2孪晶，取向分布点位于小圆之外的晶粒的c轴则与棒材的径向接近，可将该类型的孪晶启动划归为TW1孪晶。图11(b)、(d)和(f)中的孪晶取向分布结果显示多数孪晶为TW2孪晶，只有少数孪晶为TW1孪晶，这表明扭转变形过程所启动孪晶以TW2孪晶为主。在镁合金棒材的轴向压缩变形中，所启动的拉伸孪晶几乎全部是TW2孪晶^{[11, 34]}，这表明镁合金棒材在扭转变形过程中，孪晶启动对晶粒取向的改变特征几乎与镁合金棒材压缩变形一致。

图11  扭转试样中拉伸孪晶及其晶粒基体的取向分布

Fig. 11  Orientation distribution of extension twin and their parent grains within torsion samples

图12  孪晶对晶粒取向改变的示意图

Fig. 12  Schematic of grain orientation change by twinning

4  结论

1) 镁合金棒材在扭转变形过程中有拉伸孪晶启动，拉伸孪晶启动并没有对扭转过程的宏观力学性能曲线硬化特征产生明显影响，对棒材中的晶粒基面平行于轴向的丝织构也无明显影响。

2) 拉伸孪晶启动过程的ESF计算结果表明，在低扭转角条件下，超过半数的孪晶启动并不遵循Schmid定律，随着扭转角的增大，遵循Schmid定律的孪晶所占比例明显提高，在大扭转角条件下，多数孪晶启动则遵循Schmid定律。

3) 镁合金棒材扭转过程中，拉伸孪晶的启动使晶粒取向发生两种改变，由孪晶启动前的晶粒c轴与棒材的径向一致，分别变化为与棒材的轴向一致或与径向一致，并且以前一种变化为主。

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Twinning mechanism of magnesium alloy rod torsion

SONG Guang-sheng¹, NIU Jia-wei¹, ZHANG Shi-hong², ZHANG Jian-qiang¹

(1. School of Materials Science and Engineering, Shenyang Aerospace University, Shenyang 110036, China;

2. Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China)

Abstract: Magnesium alloy rods were separately twisted to 90°, 180° and 320° angles at room temperature, according to numeric simulation results of torsions, based on mathematic model of effective Schmid factor under condition of shear stress loading, combined with EBSD measured results of grains orientation after torsion, the twinning mechanism during magnesium alloy torsion was analyzed. The analysis results show that activations of the most extension twins obey the Schmid criterion, and some extension twins with lower Schmid factors also activate. The c-axes of grains in origin rods are vertical to the axis of rods, and they are tilted to parallel to the axis of rods after extension twin activations. The hardening characteristic of stress-strain curves of torsions is not changed although many twin bands formed in grains. The texture of grains basal parallel to the axis of rods are maintained after torsion.

Key words: magnesium alloy rods; torsion; extension twin; Schmid factor

Foundation item: Project(51174189) supported by the National Natural Science Foundation of China

Received date: 2019-07-26; Accepted date: 2019-12-02

Corresponding author: SONG Guang-sheng; Tel: +86-24-89724198; E-mail: songgs17@163.com

(编辑  何学锋)

基金项目：国家自然科学基金资助项目(51174189)

收稿日期：2019-07-26；修订日期：2019-12-02

通信作者：宋广胜，副教授，博士；电话：024-89724198；E-mail：songgs17@163.com