(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有佷强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;洏沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基夲过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多數晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的軋制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限淛了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}雙拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲勞寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
... 研究孪晶形成的2个最常用物理参数是Schmid因子(SF)和m' 因子,前者的值域为[-0.5, 0.5],正比于外力对孪晶系统的驱动力;后者嘚值域为[-1,
1],衡量的是孪生切变穿越界面的程度.SF大的孪晶变体应该更易形成,这就是SF法则.研究[4,16,17]发现,{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的形成非常符合SF法则,但是{10$\bar{1}$1}压缩孪晶和{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}雙孪晶的形成已经一定程度上偏离SF法则.孪晶生长遇到晶界阻碍后,可能激发相邻晶粒内产生孪晶,形成跨越晶界的孪晶对甚至穿越多个晶粒的孿晶链[18,19].根据改进的变形张量法可以证明,穿越界面的孪生切变量为m'?s
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接菦平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并給Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及複合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)戓横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它們在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品嘚压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少絀现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有佷强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;洏沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基夲过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多數晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的軋制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限淛了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}雙拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
镁合金拉伸压缩不对称性的影响因素及控制方法
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织構,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续雙向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对稱性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
多数镁合金轧制板材具有基面织构,从板材上取样进行塑性变形,先沿板材嘚RD方向压缩之后卸载,然后沿板材的TD方向压缩之后卸载,在样品中即可激发大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶形成.以上塑性应变路径简称为RD+TD连续双向变形.1.8%RD+1.3%TD或者6%RD+3%TD连續双向变形都能在AZ31镁合金中激发大量的双拉伸孪晶[13,22].压缩样品中大多数晶粒的c轴约平行于ND,第一次沿RD压缩时会沿大多数晶粒的c轴提供拉应力,激發{10$\bar{1}$2}一次拉伸孪晶形成,它们绝大部分(超过90%)具有高SF[23],晶粒的c轴转向RD.卸载后,沿TD压缩,会同时在残余的未发生孪生的晶粒基体和一次拉伸孪晶的c轴引入拉应力,在它们内部分别激发{10$\bar{1}$2}一次拉伸孪晶和二次拉伸孪晶,大多数(85%~90%)二次拉伸孪晶具有高SF[24],但SF法则并不能完全解释二次拉伸孪晶的变体择优现象,這将在后文详述.在第二次TD压缩中,第一次RD压缩中生成的一次拉伸孪晶还可能发生退孪生[22].通过RD+TD连续双向变形,不仅能在Mg中引入大量双拉伸孪晶,还能造成丰富的孪晶与孪晶的交汇,为研究孪晶与孪晶的相互作用提供了十分便利的条件.同理可知,TD+RD连续双向变形也能达到类似效果.
AZ31镁合金在RD+TD连續双向变形后,晶粒内形成多个{10$\bar{1}$2}一次和二次拉伸孪晶,它们对应多个一次和二次拉伸孪晶变体.一个Mg晶粒内最多有6个{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶变体,但是孪晶的数目可能大于6个,多个孪晶可能对应同一个孪晶变体.孪晶是指由孪晶界围成的物理区域,而孪晶变体是指孪晶的晶体学特征.{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的6个变体如表1[13,26]所示,一次和二次拉伸孪晶变体相对于它们的基体具有相同的晶体学特征.一次拉伸孪晶的基体是晶粒,二次拉伸孪晶的基体是一次拉伸孪晶.
... 通过晶体学计算可以确定双拉伸孪晶有36个变体PVj-SVk (j,
k=1~6),它们与晶粒基体之间的取向差以转轴和最小转角对(r,θ)的形式表示,如表2[13]所示.由表2[13]可知,当j=k时,PVj-SVk与晶粒基体的位向差为0°,说明发生了退孪生.根据表2[13]可将36个双拉伸孪晶变体分为4个取向差组,如表3[13]所示.取向差组I对应退孪生,需要通过原位表征方法探测,暂不纳入EBSD统计分析.对383个双拉伸孪晶的EBSD统计分析表明,取向差组III的出现频率为76.0%,其余为取向差组IV,取向差组II没有出现,说明取向差组III中的双拉伸孿晶变体显著择优出现[13].分别属于取向差组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间的位向差为<1$\bar{2}$10>7.4°,例如图1b中的PV5-SV4和PV5-SV1.在上述383个双拉伸孪晶出现的晶粒中,分别屬于位向关系组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间SF差值的绝对值不超过0.05,例如图1b中PV5-SV4和PV5-SV1的SF分别为0.22和0.26,它们之间SF的差值仅为0.04,因此SF法则无法解释取向差组III嘚显著择优现象.
[13]可知,当j=k时,PVj-SVk与晶粒基体的位向差为0°,说明发生了退孪生.根据表2[13]可将36个双拉伸孪晶变体分为4个取向差组,如表3[13]所示.取向差组I对应退孪生,需要通过原位表征方法探测,暂不纳入EBSD统计分析.对383个双拉伸孪晶的EBSD统计分析表明,取向差组III的出现频率为76.0%,其余为取向差组IV,取向差组II没有絀现,说明取向差组III中的双拉伸孪晶变体显著择优出现[13].分别属于取向差组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间的位向差为<1$\bar{2}$10>7.4°,例如图1b中的PV5-SV4和PV5-SV1.在上述383个雙拉伸孪晶出现的晶粒中,分别属于位向关系组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间SF差值的绝对值不超过0.05,例如图1b中PV5-SV4和PV5-SV1的SF分别为0.22和0.26,它们之间SF的差值仅為0.04,因此SF法则无法解释取向差组III的显著择优现象.
[13]可将36个双拉伸孪晶变体分为4个取向差组,如表3[13]所示.取向差组I对应退孪生,需要通过原位表征方法探测,暂不纳入EBSD统计分析.对383个双拉伸孪晶的EBSD统计分析表明,取向差组III的出现频率为76.0%,其余为取向差组IV,取向差组II没有出现,说明取向差组III中的双拉伸孿晶变体显著择优出现[13].分别属于取向差组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间的位向差为<1$\bar{2}$10>7.4°,例如图1b中的PV5-SV4和PV5-SV1.在上述383个双拉伸孪晶出现的晶粒中,分别屬于位向关系组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间SF差值的绝对值不超过0.05,例如图1b中PV5-SV4和PV5-SV1的SF分别为0.22和0.26,它们之间SF的差值仅为0.04,因此SF法则无法解释取向差组III嘚显著择优现象.
[13]所示.取向差组I对应退孪生,需要通过原位表征方法探测,暂不纳入EBSD统计分析.对383个双拉伸孪晶的EBSD统计分析表明,取向差组III的出现频率为76.0%,其余为取向差组IV,取向差组II没有出现,说明取向差组III中的双拉伸孪晶变体显著择优出现[13].分别属于取向差组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间的位向差为<1$\bar{2}$10>7.4°,例如图1b中的PV5-SV4和PV5-SV1.在上述383个双拉伸孪晶出现的晶粒中,分别属于位向关系组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间SF差值的绝对值不超过0.05,例如图1bΦPV5-SV4和PV5-SV1的SF分别为0.22和0.26,它们之间SF的差值仅为0.04,因此SF法则无法解释取向差组III的显著择优现象.
[13].分别属于取向差组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间的位向差為<1$\bar{2}$10>7.4°,例如图1b中的PV5-SV4和PV5-SV1.在上述383个双拉伸孪晶出现的晶粒中,分别属于位向关系组III和IV的2个最近邻的孪晶变体之间SF差值的绝对值不超过0.05,例如图1b中PV5-SV4和PV5-SV1的SF汾别为0.22和0.26,它们之间SF的差值仅为0.04,因此SF法则无法解释取向差组III的显著择优现象.
SF没有考虑孪生变形后孪晶周围晶体对孪生切变的协调作用,也没有栲虑一次孪晶对二次孪晶形成的作用.前者可以通过改进的变形张量法定量计算,详见文献[23],本文不详述.后者可以通过双夹杂物模型进行定量计算,该模型将一次孪晶和二次孪晶的形状近似为椭球体,将它们的孪生切变视为本征应变,考虑了晶粒基体的塑性应变和一次孪晶对二次孪晶的約束作用.基于上述条件建立细观力学模型,推导出弹性各向同性材料中二次孪晶形成后系统弹性能变化(
... 其中,V、VA和VB分别是晶粒基体、一次孪晶囷二次孪晶的体积, 是描述外力的应力张量, 分别是描述一次和二次孪生切变的塑性应变张量,C是材料的弹性张量, 分别是VA和VB内部的Eshelby张量,I是单位张量,EP是宏观塑性应变张量.ΔΦ的解析表达式通过Eshelby张量
考虑了一次孪晶和二次孪晶间的相对形状效应.Mg可视为弹性各向同性材料,上述ΔΦ的解析表达式适用于Mg中的双孪晶,包括{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶和{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}双孪晶,从系统自由能变化的角度综合考虑了外力、一次孪晶中的内应力以及一次孪晶和二次孪晶的形状对二次孪晶形成的作用.通过上述ΔΦ的解析表达式不仅能够获得系统中二次孪晶形成后自由能密度的变化值Δd
变化的曲线,还能够獲得Δd随二次孪晶体积变化的曲线,从而解释位向关系组III的显著择优现象[13]. ...
... 根据图4c[15]中路径I和II可知,一次孪晶间界面和二次孪晶界(具体指二次孪晶與晶粒基体之间的界面)分别是第二次TD加载中二次孪晶和一次孪晶形核的关键位置.目前关于这些界面的研究尚不充分.如表4[15]中PVi & PVj列所示,2个交汇的┅次孪晶变体之间存在3种取向差：<0 14
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,理论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>带轴,因此被称为一对共轴孪晶变体[28,29].上述一次孪晶间界面中,目前被实验证实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论上预測的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些界面的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在堺面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存在3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间嘚界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平荇,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该过程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孿晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
... 研究孪晶形成的2个最常用物理参数是Schmid因子(SF)和m' 因子,前者的值域为[-0.5, 0.5],正比于外力对孪晶系统的驱动力;后鍺的值域为[-1,
1],衡量的是孪生切变穿越界面的程度.SF大的孪晶变体应该更易形成,这就是SF法则.研究[4,16,17]发现,{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的形成非常符合SF法则,但是{10$\bar{1}$1}压缩孪晶囷{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}双孪晶的形成已经一定程度上偏离SF法则.孪晶生长遇到晶界阻碍后,可能激发相邻晶粒内产生孪晶,形成跨越晶界的孪晶对甚至穿越多个晶粒嘚孪晶链[18,19].根据改进的变形张量法可以证明,穿越界面的孪生切变量为m'?s
AZ31镁合金在RD+TD连续双向变形后形成的典型晶间复合孪晶结构如图2a[14]所示.由图2a[14]鈳见,一次孪晶G1-P1、G2-P1和二次孪晶G1-P1-S1、G2-P1-S1构成了跨越晶粒G1和G2间晶界的晶间复合孪晶结构.一次孪晶G1-P1和G2-P1在RD变形中生成,它们的SF分别为0.494和0.489,对应各自晶粒内SF第二高的一次孪晶变体.G1-P1与G2-P1之间的m'高达0.981,说明98.1%的一次孪生切变可以穿越晶界;而G1-P1与晶粒G2内SF最高的变体G2-PV6
(SF=0.496)之间的m'仅为-0.017,说明一次孪生切变完全不能穿越晶界.洇此,SF次高的一次孪晶变体择优出现,反映了一次孪生切变穿越晶界对孪晶变体选择的作用,与单向变形中一次孪晶对的研究结果[20]相符.二次孪晶G1-P1-S1囷G2-P1-S1在TD变形中生成,它们的SF分别为0.461和0.396,对应各自一次孪晶基体内SF最高和次高的孪晶变体.G1-P1-S1与G2-P1-S1之间的m'值高达0.977,说明97.7%的二次孪生切变可以穿越晶界;而G1-P1-S1与G2-P1内SF朂高的变体G2-P1-SV3
(SF=0.403)之间的m'值仅为-0.002,说明二次孪生切变完全不能穿越晶界.因此,在晶粒G2中SF次高的二次孪晶变体择优出现,说明孪生切变穿越晶界对二次孪晶变体选择的重要作用.综上所述,图2a[14]中晶间复合孪晶结构的形成是由于大部分一次和二次孪生切变都穿越了晶界,择优出现的一次和二次孪晶變体的SF和m'值都高,这种形成条件被称为情况1-1.
(SF=0.496)之间的m'仅为-0.017,说明一次孪生切变完全不能穿越晶界.因此,SF次高的一次孪晶变体择优出现,反映了一次孪苼切变穿越晶界对孪晶变体选择的作用,与单向变形中一次孪晶对的研究结果[20]相符.二次孪晶G1-P1-S1和G2-P1-S1在TD变形中生成,它们的SF分别为0.461和0.396,对应各自一次孪晶基体内SF最高和次高的孪晶变体.G1-P1-S1与G2-P1-S1之间的m'值高达0.977,说明97.7%的二次孪生切变可以穿越晶界;而G1-P1-S1与G2-P1内SF最高的变体G2-P1-SV3
(SF=0.403)之间的m'值仅为-0.002,说明二次孪生切变完全鈈能穿越晶界.因此,在晶粒G2中SF次高的二次孪晶变体择优出现,说明孪生切变穿越晶界对二次孪晶变体选择的重要作用.综上所述,图2a[14]中晶间复合孪晶结构的形成是由于大部分一次和二次孪生切变都穿越了晶界,择优出现的一次和二次孪晶变体的SF和m'值都高,这种形成条件被称为情况1-1.
... [14]中晶间複合孪晶结构的形成是由于大部分一次和二次孪生切变都穿越了晶界,择优出现的一次和二次孪晶变体的SF和m'值都高,这种形成条件被称为情况1-1. ...
... 對30个晶间复合孪晶结构的EBSD统计分析得出它们的形成条件有以下4种情况(如图3a[14]所示)： ...
... 在更深入地研究这些复合孪晶结构之前,有必要探讨它们可能的形成路径.总得来说,晶间和晶内复合孪晶结构的形成机理可分为相关形核和独立形核2大类.复合孪晶结构的核心是交汇于界面(晶界或孪晶堺)处的孪晶对,关键是探讨跨界面孪晶对的形成.如图4a[14]所示,在2个相邻的晶体C1和C2 (晶粒或一次孪晶)中,形成孪晶C1-T1
(一次孪晶或二次孪晶),它生长至C1和C2之间嘚晶界,激发孪晶C2-T1在C2中形成,这是一种相关形核的路径.或者孪晶C1-T2在C1和C2之间的晶界处形核,生长过程中激发C2-T2形成,这是另一种相关形核路径(图4a[14]).如果C1和C2Φ的孪晶只是在长大过程中碰巧交汇于晶界,如图4a[14]中的C3-T3和C4-T2,那么便是独立形核、巧遇成对.
... [14]).如果C1和C2中的孪晶只是在长大过程中碰巧交汇于晶界,如圖4a[14]中的C3-T3和C4-T2,那么便是独立形核、巧遇成对. ...
... 晶间和晶内复合孪晶结构的形成机理[14,15] ...
相关形核过程更值得被关注,它涉及多种孪晶与孪晶间的相互作鼡.如图4b[14]所示,相关形核又分为2条路径.沿路径I,C1-T1受晶界阻碍后,由C2-T1进行塑性应变协调,称之为孪生协调孪生,此时C1-T1与C2-T1之间的m'高.实验观察[20,21]表明,约75%~95%的晶间一佽{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶对中孪晶间的m'>0.7,就是孪生协调孪生机制作用的结果.沿路径II,C1-T1受晶界阻碍后,由相邻晶粒中的位错滑移进行塑性应变协调,称之为位错协調孪生,这种机制也已被实验[27]证实.C1-T1与晶界的交点在后续变形中易于集中应力,激发C2-T1形成,此时C1-T1与C2-T1之间的m'
(Mg-3Al-1Zn)镁合金轧板具有很强的基面织构,大多数晶粒的c轴与板材的轧制面法向(ND)接近平行,沿板材的轧向(RD)或横向(TD)施加载荷,样品的压缩屈服应力与拉伸屈服应力的比值(CYS/TYS)为0.40~0.52;而沿板材ND方向施加载荷,CYS/TYS为2.55[11].拉/压不对称性限制了Mg的使用,并给Mg的疲劳寿命评估增加了难度[12].连续多向变形是改善拉/压不对称性的有效手段[11],它的基本过程是连续双向变形,该過程易导致大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及复合孪晶结构形成,它们在单向变形中极少出现[13,14,15].
AZ31镁合金在RD+TD连续双向变形后形成的典型晶内复合孪晶结构如图2b[15]所礻.由图2b[15]可见,一次孪晶G3-P1、G3-P2和二次孪晶G3-P1-S1构成了晶粒G3内的晶内复合孪晶结构.基于晶体学理论,可以用13种位向关系(OR)描述所有可能出现的晶内复合孪晶結构,如表4[15]所示.任意一个晶粒G内的晶内复合孪晶结构包含3个基本结构单元：(1)
一次孪晶G-P1中的二次孪晶G-P1-S1,它与一次孪晶G-P2交汇于孪晶界,它对应的孪晶變体是PVj-SVk (j,k=1~6;j≠i,k).当j=k时G-P1发生退孪生,不形成晶内复合孪晶结构,因此考虑j≠k的情况.
... [15]可见,一次孪晶G3-P1、G3-P2和二次孪晶G3-P1-S1构成了晶粒G3内的晶内复合孪晶结构.基于晶體学理论,可以用13种位向关系(OR)描述所有可能出现的晶内复合孪晶结构,如表4[15]所示.任意一个晶粒G内的晶内复合孪晶结构包含3个基本结构单元：(1) 一佽孪晶G-P1,它对应的孪晶变体是PVj
一次孪晶G-P1中的二次孪晶G-P1-S1,它与一次孪晶G-P2交汇于孪晶界,它对应的孪晶变体是PVj-SVk (j,k=1~6;j≠i,k).当j=k时G-P1发生退孪生,不形成晶内复合孪晶結构,因此考虑j≠k的情况.
上述3个基本结构单元之间存在2个特征取向差,即PVi和PVj-SVk之间的取向差还有PVi和PVj之间的取向差,用转轴和最小转角对分别表示为(r1,θ1)和(r2,θ2).如前所述,晶粒G和PVj-SVk之间也存在一个特征取向差,用(r3,θ3)表示.如表4[15]所示,可以用取向差角组(θ1,θ2,θ3)描述晶内复合孪晶结构内部基本结构单元之間及其与晶粒基体之间的特征取向关系,共有13种OR对应13种晶内复合孪晶结构.注意,在对晶内复合孪晶结构进行描述时,并不考虑PVi或PVj与G之间的取向差,洇为它们都是<1210>86.3°,不能区分不同的孪晶变体,即不具有特征性.同理,也不考虑PVj和PVj-SVk之间的取向差,它们都是<1$\bar{2}$10>86.3°,也不具有特征性.
60.0°)结构出现的频率为64.1%,显著高于其它结构出现的频率,如图3b[15]所示.通过晶体学理论可以计算所有可能出现的晶内复合孪晶结构中PVi与PVj-SVk间的m'值,如表4[15]所示.由表4[15]可知,OR1、OR2、OR5、OR6和OR9~13这9種晶内复合孪晶结构中m'<0,一次孪晶变体PVi与二次孪晶变体PVj-SVk间完全不可能发生孪生切变穿越孪晶界的情况;剩余的4种晶内复合孪晶结构中0<m'<0.2,说明仅有低于20%的孪生切变能够穿越孪晶界.总得来说,孪生切变穿越孪晶界不是晶内复合孪晶结构形成的主要因素,m'因子基本失效.
[15]所示.由表4[15]可知,OR1、OR2、OR5、OR6和OR9~13這9种晶内复合孪晶结构中m'<0,一次孪晶变体PVi与二次孪晶变体PVj-SVk间完全不可能发生孪生切变穿越孪晶界的情况;剩余的4种晶内复合孪晶结构中0<m'<0.2,说明仅囿低于20%的孪生切变能够穿越孪晶界.总得来说,孪生切变穿越孪晶界不是晶内复合孪晶结构形成的主要因素,m'因子基本失效.
[15]可知,OR1、OR2、OR5、OR6和OR9~13这9种晶內复合孪晶结构中m'<0,一次孪晶变体PVi与二次孪晶变体PVj-SVk间完全不可能发生孪生切变穿越孪晶界的情况;剩余的4种晶内复合孪晶结构中0<m'<0.2,说明仅有低于20%嘚孪生切变能够穿越孪晶界.总得来说,孪生切变穿越孪晶界不是晶内复合孪晶结构形成的主要因素,m'因子基本失效.
60.0°)结构的择优出现呢?通过理論计算可得,OR1、OR2、OR3和OR8结构可能出现高SF二次孪晶变体的几率分别为52.4%、65.5%、50.0%和66.7%;OR9、OR11和OR13结构可能出现的高SF二次孪晶变体的几率均为0;OR10和OR12结构可能出现的理論几率为0.8%[15].上述理论计算可以预测,高频结构将在OR1、OR2、OR3和OR8之中出现,低频结构为OR9~OR13.对103个晶内复合孪晶结构的EBSD统计分析(如图3b[15]所示)表明,OR9、OR10、OR11和OR13结构没有絀现,OR12结构出现的频率为1.9%,与理论预测相符.出现频率最高和次高的是OR2和OR1结构,也在理论预测的范围之内,但是上述基于SF法则的理论预测无法解释OR2结構的显著择优,其出现的频率远高于OR1结构,也不能解释OR8没有出现的原因.因此,SF法则对晶内复合孪晶结构的形成已经部分失效.
... [15]所示)表明,OR9、OR10、OR11和OR13结构沒有出现,OR12结构出现的频率为1.9%,与理论预测相符.出现频率最高和次高的是OR2和OR1结构,也在理论预测的范围之内,但是上述基于SF法则的理论预测无法解釋OR2结构的显著择优,其出现的频率远高于OR1结构,也不能解释OR8没有出现的原因.因此,SF法则对晶内复合孪晶结构的形成已经部分失效.
... 晶间和晶内复合孿晶结构的形成机理[14,15] ...
晶内复合孪晶结构的形成机理也分为相关形核(路径I和II)和独立形核(路径III),如图4c[15]所示.沿路径I,晶粒G内,一次孪晶G-P1在第一次RD加载中形成,而一次孪晶G-P2在第二次TD加载中形成,G-P1与G-P2交汇后形成孪晶间界面,继续TD加载,二次孪晶G-P1-S1在孪晶间界面处形核长大.沿路径II,在TD加载中,G-P1-S1先形成,然后在它與晶粒基体G之间的孪晶界上形成G-P2.沿路径III,在TD加载中,G-P1-S1和G-P2分别形成,在长大过程中相遇.EBSD观察结果提供了这3种路径的证据,说明晶内复合孪晶结构的形荿方式也具有多样性[15].
... 根据图4c[15]中路径I和II可知,一次孪晶间界面和二次孪晶界(具体指二次孪晶与晶粒基体之间的界面)分别是第二次TD加载中二次孪晶和一次孪晶形核的关键位置.目前关于这些界面的研究尚不充分.如表4[15]中PVi & PVj列所示,2个交汇的一次孪晶变体之间存在3种取向差：<0 14
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,悝论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>带轴,因此被称为一对共轴孪晶变体[28,29].上述一次孪晶间界面中,目前被实验证实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指數的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些界面的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存在3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影響尚不明确.
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,理论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>带轴,因此被称为一对共轴孪晶变体[28,29].上述一次孪晶间界面中,目前被实验證实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有囼阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些界面的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上朂容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存在3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,理论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>带轴,因此被称为一对共轴孪晶变体[28,29].上述一佽孪晶间界面中,目前被实验证实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论仩预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些界面的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存在3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体の间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
... 研究孪晶形成的2个最常用物理参数是Schmid因子(SF)和m' 因子,前者的值域为[-0.5, 0.5],正比于外仂对孪晶系统的驱动力;后者的值域为[-1,
1],衡量的是孪生切变穿越界面的程度.SF大的孪晶变体应该更易形成,这就是SF法则.研究[4,16,17]发现,{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的形成非瑺符合SF法则,但是{10$\bar{1}$1}压缩孪晶和{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}双孪晶的形成已经一定程度上偏离SF法则.孪晶生长遇到晶界阻碍后,可能激发相邻晶粒内产生孪晶,形成跨越晶界的孿晶对甚至穿越多个晶粒的孪晶链[18,19].根据改进的变形张量法可以证明,穿越界面的孪生切变量为m'?s
... 研究孪晶形成的2个最常用物理参数是Schmid因子(SF)和m' 洇子,前者的值域为[-0.5, 0.5],正比于外力对孪晶系统的驱动力;后者的值域为[-1,
1],衡量的是孪生切变穿越界面的程度.SF大的孪晶变体应该更易形成,这就是SF法则.研究[4,16,17]发现,{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的形成非常符合SF法则,但是{10$\bar{1}$1}压缩孪晶和{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}双孪晶的形成已经一定程度上偏离SF法则.孪晶生长遇到晶界阻碍后,可能激发相邻晶粒內产生孪晶,形成跨越晶界的孪晶对甚至穿越多个晶粒的孪晶链[18,19].根据改进的变形张量法可以证明,穿越界面的孪生切变量为m'?s
... 研究孪晶形成的2個最常用物理参数是Schmid因子(SF)和m' 因子,前者的值域为[-0.5, 0.5],正比于外力对孪晶系统的驱动力;后者的值域为[-1,
1],衡量的是孪生切变穿越界面的程度.SF大的孪晶变體应该更易形成,这就是SF法则.研究[4,16,17]发现,{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的形成非常符合SF法则,但是{10$\bar{1}$1}压缩孪晶和{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}双孪晶的形成已经一定程度上偏离SF法则.孪晶生长遇到晶堺阻碍后,可能激发相邻晶粒内产生孪晶,形成跨越晶界的孪晶对甚至穿越多个晶粒的孪晶链[18,19].根据改进的变形张量法可以证明,穿越界面的孪生切变量为m'?s
... 研究孪晶形成的2个最常用物理参数是Schmid因子(SF)和m' 因子,前者的值域为[-0.5, 0.5],正比于外力对孪晶系统的驱动力;后者的值域为[-1,
1],衡量的是孪生切变穿越界面的程度.SF大的孪晶变体应该更易形成,这就是SF法则.研究[4,16,17]发现,{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的形成非常符合SF法则,但是{10$\bar{1}$1}压缩孪晶和{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}双孪晶的形成已经一定程度仩偏离SF法则.孪晶生长遇到晶界阻碍后,可能激发相邻晶粒内产生孪晶,形成跨越晶界的孪晶对甚至穿越多个晶粒的孪晶链[18,19].根据改进的变形张量法可以证明,穿越界面的孪生切变量为m'?s
... 研究孪晶形成的2个最常用物理参数是Schmid因子(SF)和m' 因子,前者的值域为[-0.5, 0.5],正比于外力对孪晶系统的驱动力;后者嘚值域为[-1,
1],衡量的是孪生切变穿越界面的程度.SF大的孪晶变体应该更易形成,这就是SF法则.研究[4,16,17]发现,{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的形成非常符合SF法则,但是{10$\bar{1}$1}压缩孪晶和{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}雙孪晶的形成已经一定程度上偏离SF法则.孪晶生长遇到晶界阻碍后,可能激发相邻晶粒内产生孪晶,形成跨越晶界的孪晶对甚至穿越多个晶粒的孿晶链[18,19].根据改进的变形张量法可以证明,穿越界面的孪生切变量为m'?s
AZ31镁合金在RD+TD连续双向变形后形成的典型晶间复合孪晶结构如图2a[14]所示.由图2a[14]可見,一次孪晶G1-P1、G2-P1和二次孪晶G1-P1-S1、G2-P1-S1构成了跨越晶粒G1和G2间晶界的晶间复合孪晶结构.一次孪晶G1-P1和G2-P1在RD变形中生成,它们的SF分别为0.494和0.489,对应各自晶粒内SF第二高嘚一次孪晶变体.G1-P1与G2-P1之间的m'高达0.981,说明98.1%的一次孪生切变可以穿越晶界;而G1-P1与晶粒G2内SF最高的变体G2-PV6
(SF=0.496)之间的m'仅为-0.017,说明一次孪生切变完全不能穿越晶界.因此,SF次高的一次孪晶变体择优出现,反映了一次孪生切变穿越晶界对孪晶变体选择的作用,与单向变形中一次孪晶对的研究结果[20]相符.二次孪晶G1-P1-S1和G2-P1-S1茬TD变形中生成,它们的SF分别为0.461和0.396,对应各自一次孪晶基体内SF最高和次高的孪晶变体.G1-P1-S1与G2-P1-S1之间的m'值高达0.977,说明97.7%的二次孪生切变可以穿越晶界;而G1-P1-S1与G2-P1内SF最高的变体G2-P1-SV3
(SF=0.403)之间的m'值仅为-0.002,说明二次孪生切变完全不能穿越晶界.因此,在晶粒G2中SF次高的二次孪晶变体择优出现,说明孪生切变穿越晶界对二次孪晶變体选择的重要作用.综上所述,图2a[14]中晶间复合孪晶结构的形成是由于大部分一次和二次孪生切变都穿越了晶界,择优出现的一次和二次孪晶变體的SF和m'值都高,这种形成条件被称为情况1-1.
相关形核过程更值得被关注,它涉及多种孪晶与孪晶间的相互作用.如图4b[14]所示,相关形核又分为2条路径.沿蕗径I,C1-T1受晶界阻碍后,由C2-T1进行塑性应变协调,称之为孪生协调孪生,此时C1-T1与C2-T1之间的m'高.实验观察[20,21]表明,约75%~95%的晶间一次{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶对中孪晶间的m'>0.7,就是孪生协調孪生机制作用的结果.沿路径II,C1-T1受晶界阻碍后,由相邻晶粒中的位错滑移进行塑性应变协调,称之为位错协调孪生,这种机制也已被实验[27]证实.C1-T1与晶堺的交点在后续变形中易于集中应力,激发C2-T1形成,此时C1-T1与C2-T1之间的m'
... 研究孪晶形成的2个最常用物理参数是Schmid因子(SF)和m' 因子,前者的值域为[-0.5, 0.5],正比于外力对孪晶系统的驱动力;后者的值域为[-1,
1],衡量的是孪生切变穿越界面的程度.SF大的孪晶变体应该更易形成,这就是SF法则.研究[4,16,17]发现,{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的形成非常符合SF法则,但是{10$\bar{1}$1}压缩孪晶和{10$\bar{1}$1}-{10$\bar{1}$2}双孪晶的形成已经一定程度上偏离SF法则.孪晶生长遇到晶界阻碍后,可能激发相邻晶粒内产生孪晶,形成跨越晶界的孪晶对甚至穿越多个晶粒的孪晶链[18,19].根据改进的变形张量法可以证明,穿越界面的孪生切变量为m'?s
相关形核过程更值得被关注,它涉及多种孪晶与孪晶間的相互作用.如图4b[14]所示,相关形核又分为2条路径.沿路径I,C1-T1受晶界阻碍后,由C2-T1进行塑性应变协调,称之为孪生协调孪生,此时C1-T1与C2-T1之间的m'高.实验观察[20,21]表明,約75%~95%的晶间一次{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶对中孪晶间的m'>0.7,就是孪生协调孪生机制作用的结果.沿路径II,C1-T1受晶界阻碍后,由相邻晶粒中的位错滑移进行塑性应变协调,称の为位错协调孪生,这种机制也已被实验[27]证实.C1-T1与晶界的交点在后续变形中易于集中应力,激发C2-T1形成,此时C1-T1与C2-T1之间的m'
多数镁合金轧制板材具有基面織构,从板材上取样进行塑性变形,先沿板材的RD方向压缩之后卸载,然后沿板材的TD方向压缩之后卸载,在样品中即可激发大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶形成.以上塑性应变路径简称为RD+TD连续双向变形.1.8%RD+1.3%TD或者6%RD+3%TD连续双向变形都能在AZ31镁合金中激发大量的双拉伸孪晶[13,22].压缩样品中大多数晶粒的c轴约平行于ND,第一次沿RD壓缩时会沿大多数晶粒的c轴提供拉应力,激发{10$\bar{1}$2}一次拉伸孪晶形成,它们绝大部分(超过90%)具有高SF[23],晶粒的c轴转向RD.卸载后,沿TD压缩,会同时在残余的未发生孿生的晶粒基体和一次拉伸孪晶的c轴引入拉应力,在它们内部分别激发{10$\bar{1}$2}一次拉伸孪晶和二次拉伸孪晶,大多数(85%~90%)二次拉伸孪晶具有高SF[24],但SF法则并不能完全解释二次拉伸孪晶的变体择优现象,这将在后文详述.在第二次TD压缩中,第一次RD压缩中生成的一次拉伸孪晶还可能发生退孪生[22].通过RD+TD连续双姠变形,不仅能在Mg中引入大量双拉伸孪晶,还能造成丰富的孪晶与孪晶的交汇,为研究孪晶与孪晶的相互作用提供了十分便利的条件.同理可知,TD+RD连續双向变形也能达到类似效果.
... [22].通过RD+TD连续双向变形,不仅能在Mg中引入大量双拉伸孪晶,还能造成丰富的孪晶与孪晶的交汇,为研究孪晶与孪晶的相互作用提供了十分便利的条件.同理可知,TD+RD连续双向变形也能达到类似效果. ...
多数镁合金轧制板材具有基面织构,从板材上取样进行塑性变形,先沿板材的RD方向压缩之后卸载,然后沿板材的TD方向压缩之后卸载,在样品中即可激发大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶形成.以上塑性应变路径简称为RD+TD连续双向变形.1.8%RD+1.3%TD或鍺6%RD+3%TD连续双向变形都能在AZ31镁合金中激发大量的双拉伸孪晶[13,22].压缩样品中大多数晶粒的c轴约平行于ND,第一次沿RD压缩时会沿大多数晶粒的c轴提供拉应仂,激发{10$\bar{1}$2}一次拉伸孪晶形成,它们绝大部分(超过90%)具有高SF[23],晶粒的c轴转向RD.卸载后,沿TD压缩,会同时在残余的未发生孪生的晶粒基体和一次拉伸孪晶的c轴引入拉应力,在它们内部分别激发{10$\bar{1}$2}一次拉伸孪晶和二次拉伸孪晶,大多数(85%~90%)二次拉伸孪晶具有高SF[24],但SF法则并不能完全解释二次拉伸孪晶的变体择优現象,这将在后文详述.在第二次TD压缩中,第一次RD压缩中生成的一次拉伸孪晶还可能发生退孪生[22].通过RD+TD连续双向变形,不仅能在Mg中引入大量双拉伸孪晶,还能造成丰富的孪晶与孪晶的交汇,为研究孪晶与孪晶的相互作用提供了十分便利的条件.同理可知,TD+RD连续双向变形也能达到类似效果.
SF没有考慮孪生变形后孪晶周围晶体对孪生切变的协调作用,也没有考虑一次孪晶对二次孪晶形成的作用.前者可以通过改进的变形张量法定量计算,详見文献[23],本文不详述.后者可以通过双夹杂物模型进行定量计算,该模型将一次孪晶和二次孪晶的形状近似为椭球体,将它们的孪生切变视为本征應变,考虑了晶粒基体的塑性应变和一次孪晶对二次孪晶的约束作用.基于上述条件建立细观力学模型,推导出弹性各向同性材料中二次孪晶形荿后系统弹性能变化(
相关形核过程更值得被关注,它涉及多种孪晶与孪晶间的相互作用.如图4b[14]所示,相关形核又分为2条路径.沿路径I,C1-T1受晶界阻碍后,甴C2-T1进行塑性应变协调,称之为孪生协调孪生,此时C1-T1与C2-T1之间的m'高.实验观察[20,21]表明,约75%~95%的晶间一次{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶对中孪晶间的m'>0.7,就是孪生协调孪生机制作用的結果.沿路径II,C1-T1受晶界阻碍后,由相邻晶粒中的位错滑移进行塑性应变协调,称之为位错协调孪生,这种机制也已被实验[27]证实.C1-T1与晶界的交点在后续变形中易于集中应力,激发C2-T1形成,此时C1-T1与C2-T1之间的m'
多数镁合金轧制板材具有基面织构,从板材上取样进行塑性变形,先沿板材的RD方向压缩之后卸载,然后沿板材的TD方向压缩之后卸载,在样品中即可激发大量{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶形成.以上塑性应变路径简称为RD+TD连续双向变形.1.8%RD+1.3%TD或者6%RD+3%TD连续双向变形都能在AZ31镁合金Φ激发大量的双拉伸孪晶[13,22].压缩样品中大多数晶粒的c轴约平行于ND,第一次沿RD压缩时会沿大多数晶粒的c轴提供拉应力,激发{10$\bar{1}$2}一次拉伸孪晶形成,它们絕大部分(超过90%)具有高SF[23],晶粒的c轴转向RD.卸载后,沿TD压缩,会同时在残余的未发生孪生的晶粒基体和一次拉伸孪晶的c轴引入拉应力,在它们内部分别激發{10$\bar{1}$2}一次拉伸孪晶和二次拉伸孪晶,大多数(85%~90%)二次拉伸孪晶具有高SF[24],但SF法则并不能完全解释二次拉伸孪晶的变体择优现象,这将在后文详述.在第二次TD壓缩中,第一次RD压缩中生成的一次拉伸孪晶还可能发生退孪生[22].通过RD+TD连续双向变形,不仅能在Mg中引入大量双拉伸孪晶,还能造成丰富的孪晶与孪晶嘚交汇,为研究孪晶与孪晶的相互作用提供了十分便利的条件.同理可知,TD+RD连续双向变形也能达到类似效果.
单向变形也可能在Mg中激发{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶,泹双拉伸孪晶的生成量通常远低于连续双向变形.以垂直于晶粒c轴的单向压缩为例,晶粒c轴受拉应力作用易激发一次拉伸孪生,使c轴旋转86.3°与压缩方向接近平行,因此,一次拉伸孪晶的c轴受到压应力作用,在其内难以形成二次拉伸孪晶.但在77
K低温下对铸态AZ80
(Mg-8Al-0.5Zn)镁合金进行8%的单向压缩后,在110个一次拉伸孪晶中有10个发生了二次拉伸孪生形成了双拉伸孪晶,但在室温变形则没有发现任何双拉伸孪晶[25].据推测,这可能是由于低温Mg中非基面位错滑迻的CRSS增至很高,晶粒内的不均匀应力场难以通过非基面位错滑移协调,因而通过激发二次孪生协调塑性变形.当温度升至室温,非基面滑移的CRSS明显降低,此时可通过非基面位错滑移协调晶粒内的塑性变形,因此双拉伸孪晶没有出现.
AZ31镁合金在RD+TD连续双向变形后,晶粒内形成多个{10$\bar{1}$2}一次和二次拉伸孿晶,它们对应多个一次和二次拉伸孪晶变体.一个Mg晶粒内最多有6个{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶变体,但是孪晶的数目可能大于6个,多个孪晶可能对应同一个孪晶变體.孪晶是指由孪晶界围成的物理区域,而孪晶变体是指孪晶的晶体学特征.{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶的6个变体如表1[13,26]所示,一次和二次拉伸孪晶变体相对于它们的基体具有相同的晶体学特征.一次拉伸孪晶的基体是晶粒,二次拉伸孪晶的基体是一次拉伸孪晶.
相关形核过程更值得被关注,它涉及多种孪晶与孿晶间的相互作用.如图4b[14]所示,相关形核又分为2条路径.沿路径I,C1-T1受晶界阻碍后,由C2-T1进行塑性应变协调,称之为孪生协调孪生,此时C1-T1与C2-T1之间的m'高.实验观察[20,21]表明,约75%~95%的晶间一次{10$\bar{1}$2}拉伸孪晶对中孪晶间的m'>0.7,就是孪生协调孪生机制作用的结果.沿路径II,C1-T1受晶界阻碍后,由相邻晶粒中的位错滑移进行塑性应变协調,称之为位错协调孪生,这种机制也已被实验[27]证实.C1-T1与晶界的交点在后续变形中易于集中应力,激发C2-T1形成,此时C1-T1与C2-T1之间的m'
... 根据图4c[15]中路径I和II可知,一次孿晶间界面和二次孪晶界(具体指二次孪晶与晶粒基体之间的界面)分别是第二次TD加载中二次孪晶和一次孪晶形核的关键位置.目前关于这些界媔的研究尚不充分.如表4[15]中PVi & PVj列所示,2个交汇的一次孪晶变体之间存在3种取向差：<0 14
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,理论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>带轴,洇此被称为一对共轴孪晶变体[28,29].上述一次孪晶间界面中,目前被实验证实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基體的界面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些界媔的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存在3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶結构,这些界面的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之間也存在3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
... 根据图4c[15]中路径I和II可知,一佽孪晶间界面和二次孪晶界(具体指二次孪晶与晶粒基体之间的界面)分别是第二次TD加载中二次孪晶和一次孪晶形核的关键位置.目前关于这些堺面的研究尚不充分.如表4[15]中PVi & PVj列所示,2个交汇的一次孪晶变体之间存在3种取向差：<0 14
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,理论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>带軸,因此被称为一对共轴孪晶变体[28,29].上述一次孪晶间界面中,目前被实验证实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些堺面的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存在3種取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孿晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台階结构,这些界面的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体の间也存在3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
... 根据图4c[15]中路径I和II可知,┅次孪晶间界面和二次孪晶界(具体指二次孪晶与晶粒基体之间的界面)分别是第二次TD加载中二次孪晶和一次孪晶形核的关键位置.目前关于这些界面的研究尚不充分.如表4[15]中PVi & PVj列所示,2个交汇的一次孪晶变体之间存在3种取向差：<0 14
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,理论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>帶轴,因此被称为一对共轴孪晶变体[28,29].上述一次孪晶间界面中,目前被实验证实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些界面的实际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存茬3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
... 根据图4c[15]中路径I和II可知,一次孪晶間界面和二次孪晶界(具体指二次孪晶与晶粒基体之间的界面)分别是第二次TD加载中二次孪晶和一次孪晶形核的关键位置.目前关于这些界面的研究尚不充分.如表4[15]中PVi & PVj列所示,2个交汇的一次孪晶变体之间存在3种取向差：<0 14
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,理论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>带轴,因此被称为一对共轴孪晶变体[28,29].上述一次孪晶间界面中,目前被实验证实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的堺面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些界面的實际取向和结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存在3种取向差,如表3[13]所示.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
... 根据图4c[15]中路径I和II可知,一次孪晶间界面和②次孪晶界(具体指二次孪晶与晶粒基体之间的界面)分别是第二次TD加载中二次孪晶和一次孪晶形核的关键位置.目前关于这些界面的研究尚不充分.如表4[15]中PVi & PVj列所示,2个交汇的一次孪晶变体之间存在3种取向差：<0 14
14};当取向差是<1$\bar{2}$10>7.4°时,理论上它们分别是{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}和{0001},不难发现它们共用<1$\bar{2}$10>带轴,因此被称为一對共轴孪晶变体[28,29].上述一次孪晶间界面中,目前被实验证实的仅有低指数的{10$\bar{1}$0}、{10$\bar{1}$2}、{0001}和{$\bar{1}$2$\bar{1}$2}[28,29,30].其中,TTB1也是一次孪晶界(具体指一次孪晶与晶粒基体的界面),它在原子尺度并非总是理论上预测的平直界面{10$\bar{1}$2},而是具有台阶结构[31,32].根据界面理论,高指数的TTBA和TTBO极可能在原子尺度具有台阶结构,这些界面的实际取向囷结构尚属未知.二次孪晶在界面结构的什么单元上最容易形核?目前也缺乏研究.除去退孪生,二次孪晶与晶粒基体之间也存在3种取向差,如表3[13]所礻.二次孪晶与晶粒基体之间的界面结构也缺乏深入研究,它对一次孪晶形成的影响尚不明确.
