镁合金拉伸压缩不对称性的影响因素及控制方法
2014-03-17辛仁龙孙立云
宋 波 ，辛仁龙，孙立云，陈 刚，刘 庆
(1. 重庆大学 材料科学与工程学院，重庆 400044；2. 西南大学 材料与能源学部，重庆 400715)
为了应对全球能源与环境问题，开发比强度高且易回收的绿色结构材料是未来发展的方向之一。因此，具有低密度、高比强度和比刚度且易于回收等优点的镁合金受到国内外研究学者的广泛关注[1]。近十多年来，关于密排六方结构(HCP)镁合金塑性变形机制及加工工艺的研究取得了极大的进展，并形成了具有镁合金特色的塑性变形理论[2-4]。与立方结构金属相比，镁合金的各向异性行为是镁合金独特的变形特征，从而也获得了广泛的研究兴趣。特别地，大多数镁合金在拉伸和压缩时会表现出明显不同的屈服强度，即拉伸压缩屈服不对称性(Tension-compression yield asymmetry，TCYA)[5]。由于一些结构件材料(如支撑横梁)的使用会同时承受拉伸和压缩应力，因此，TCYA的存在限制了这些镁合金结构件的应用。此外，用于交通工具及日常用品等行业的镁合金材料，通常在服役期间会受到反复的应力加载。TCYA的存在也会影响反复加载的疲劳寿命且增加了性能评估的难度[6-7]。因此，研究镁合金中TCYA的微观机理、影响因素及控制方法，对于镁合金的设计以及进一步广泛的应用具有重要的意义。本文作者基于此背景及近期国内外研究成果，综述了镁合金TCYA的影响因素及控制方法，并提出此领域研究的展望。
1 拉伸压缩不对称性的形成机理
大多数镁合金为HCP结构，这样的低对称性导致了各个滑移系启动的临界剪切应力(σcr)相差很大。室温下，单晶镁的基面滑移最易开动，其σcr仅为0.5~0.7 MPa，而非基面滑移的σcr约为基面滑移的100倍[8-9]。因此，单晶镁有强的塑性各向异性。此外，和其他HCP合金一样，孪生是镁合金重要的塑性变形机制[5]。特别地，{1 012}拉伸孪晶的σcr远小于非基面滑移，因此在常温下很容易开动[5]。 拉伸孪晶的激活会极大地降低镁合金材料的屈服强度。然而，孪生能否发生与晶体的c/a值及外加载荷的方式有很大的关系[10]。对于轴比约为1.624(＜3)的镁合金而言，{1 012}拉伸孪晶只有在平行于晶粒c轴受拉伸应力或者垂直于c轴受压缩应力时才能发生[10]。因此，孪生的产生具有极性。这也是导致拉伸压缩不对称性的主要因素。对于单晶镁而言，沿c轴拉伸时，拉伸孪晶的发生致使屈服应力和塑性变形初始阶段的加工硬化率都很低，从而表现出明显的TCYA，如图1所示[11]。
图1 镁单晶体在不同应力状态下的应力-应变曲线[11]Fig. 1 Stress-strain curves of magnesium single crystal at different stress states[11]
与单晶不同的是，在多晶镁合金的研究中发现非基面滑移与基面滑移的σcr为 3~17[12-14]。越来越多的研究发现柱面滑移在多晶镁合金塑性变形过程中起重要作用[15-16]，然而，在多晶镁合金中，拉伸孪晶的σcr依然远小于非基面滑移的，并在塑性变形中起到重要的作用[5]。此外，HCP结构的镁合金在加工和变形过程中很容易产生织构[17-18]。如镁合金轧制过程中会形成强的基面织构，即晶粒的c轴平行于板材法向(ND)[17]。因此，在平行于轧制方向(RD)的应力状态下，基面滑移难以激活。在沿着RD压缩时，拉伸孪晶极易产生，而沿着RD拉伸时孪生被抑制。从而压缩时的屈服强度要远低于拉伸的。图 2所示为轧制态ZK60板的拉伸和压缩曲线及变形3%时的显微组织。沿RD方向压缩3%后产生了大量的拉伸孪晶，而拉伸3%后基体中几乎没有孪晶。大量的拉伸孪晶的发生致使压缩屈服强度远小于拉伸屈服强度，表现出明显的拉伸压缩屈服不对称性。
综上可知，织构化镁合金的TCYA主要源于孪生的极性。因此，减小或消除拉伸压缩不对称可从以下两个方面着手：其一，减小孪晶在镁合金塑性变形过程中的贡献；其二，降低拉伸和压缩过程中主导变形机制间σcr的差值。一般而言，TCYA采用压缩屈服强度(σcys)与拉伸屈服强度(σtys)的比值(σcys/σtys)来衡量。这个值越接近1代表拉伸压缩屈服不对称性越小。
2 拉压不对称性的影响因素及控制方法
2.1 织构的影响
对于镁合金织构与性能的关系，国内外研究学者已进行了大量的研究[19-22]。在较低温度下(＜150 ℃)，初始织构对镁合金单轴拉伸和压缩时的变形行为(屈服强度、应变硬化行为)有极大的影响[2]。图3所示为加载方向(LD)与挤压棒的挤压方向(ED)成不同角度样品的拉伸和压缩应力-应变曲线[22]。当加载方向与挤压方向平行时(0°)，材料表现出很高的TCYA。而随着这一角度的增加，材料的TCYA降低。可见，初始织构对镁合金材料的 TCYA和变形行为都有极大的影响。织构对金属材料力学行为的影响主要归因于在不同应力状态下启动的主导变形模式(包括滑移和孪生)不同。滑移和孪生的开动一般都受取向因子(Schmid factor，FS)控制。对于镁合金而言，一个变形模式决定的屈服应力可通过计算σcr与FS的比值(σcr/FS)来半定量地评估，且具有较小的σcr/FS值的变形模式最容易激活[23-24]。通过调整镁合金的初始织构，可以有效地调整各变形模式的σcr/FS值，从而改变各变形模式对塑性变形的贡献。沿同一方向拉伸或压缩，对于同一滑移系的FS值是相同的。TCYA的出现主要归因于{1 012}孪生存在极性，致使在拉伸和压缩过程中{1 012}孪生发生的难易程度有较大的差异。因此，通过调整织构来弱化这种差异可以降低镁合金材料的TCYA[22]。
图3 沿不同取向加载时，挤压态AZ61合金的拉伸和压缩应力-应变曲线[22]Fig. 3 Tensile and compressive stress-strain curves of extruded AZ61 at the onset of yielding for different tilt angles between ED and LD[22]
首先，弱化织构可降低拉伸和压缩应力下拉伸孪晶的σcr/FS的差异，从而降低{1 012}孪生对拉伸和压缩屈服强度贡献的差异。因此，弱化织构可有效降低TCYA。例如，弱织构的AZ80合金的拉压不对称性远小于挤压态AZ80棒的[25-26]。其次，改变织构取向，可以调控决定屈服的变形机制。图 4[24]所示为不同变形模式的σcr/FS作为ψ角的函数曲线图。其中ψ为LD与ED的夹角[24]。由图4可知，应力轴与晶粒取向的关系极大地影响各变形模式的σcr/FS值。在某一应力状态下，通常具有最小σcr/FS值的变形模式将会是决定屈服的主导变形机制。随着加载方向的改变，基面滑移和柱面滑移σcr/FS值的变化趋势是相同的，而{1 012}孪生的变化不同。当LD与ED成0°时，压缩的主导变形机制为拉伸孪晶，而拉伸时孪晶被抑制(孪生的极性)。此时，材料表现出较大的 TCYA。当 LD与 ED 成 45°时，拉伸和压缩时{1 012}孪生的σcr/FS值几乎相等。此时，拉伸和压缩时基面滑移的σcr/FS值都远低于{1 012}孪生和柱面滑移的，并成为其主导变形机制。因此，材料表现出较低的 TCYA。这同样也说明了变形镁合金的TCYA极大地依赖于{1 012}孪生的激活。
图4 不同加载角度下各变形模式的σcr/FS值的变化曲线[24]Fig. 4 Variation of σcr/FS of deformation modes under different load angles[24]: (a) Tension; (b) Compression
织构控制是决定TCYA的关键因素。铸态合金虽然没有 TCYA，然而性能较差且强度较低。而镁合金在常规的轧制和挤压变形过程中很容易产生织构，从而导致强的 TCYA。若在具有织构的材料中沿某一方向切取具有特定晶粒取向的型材，这样零件尺寸会受到极大的限制且加工费用较高。目前，通过异步轧制[27]、交叉轧制[28]、单向多道次弯曲[29]和等通道角挤压[30]等工艺可以调控织构，改善镁合金的加工性能、强韧性及各向异性。
2.2 晶粒尺寸的影响
孪生和滑移除了受到 SF的影响以外，也会受到晶粒尺寸的影响。首先，晶粒细化使晶界移动和非基面滑移的启动更加容易[31-32]；其次，孪晶一般在晶界处形核，而粗晶内的位错滑移程大，晶界附近应力集中更严重。因此，孪晶易发生在粗晶内。随着晶粒尺寸的减小，塑性变形过程容易通过交滑移、非基面滑移和晶界滑动以及动态回复等过程来释放应力集中，从而也会降低孪生的贡献[24,32]。近来，PEI等[33]做了更为细致的工作。他们发现：在较小晶粒中，孪生的发生将被延迟。此外，孪晶变体的发生也受到晶粒尺寸效应的影响。图5所示为AZ31轧板以150 ℃沿TD方向压缩10%后的显微组织及孪晶变体分布作为晶粒面积的函数分布图[33]。小晶粒中的孪晶多为符合Schmid理论的孪晶类型，而随着晶粒面积的增加，不符合 Schmid因子理论的孪晶类型也容易产生。综上所述，细化晶粒会降低孪生产生的比率。这对改善镁合金的TCYA是有利的。
考察细晶强化对滑移和孪生启动的硬化作用可以更直观地理解晶粒尺寸对镁合金材料TCYA的影响。一般而言，材料的强度与晶粒尺寸符合经典的Hall-Petch关系(σ=σ+kd-1/2)，即随着晶粒尺寸的
y0
图5 AZ31轧板在150 ℃下压缩变形10%后的显微组织图和{0001}极图以及具有压缩方向对应 α＞0.6的所有晶粒的面积分布[33]Fig. 5 Microstructure and {0001} pole figure (compression axis at center) for samples after uniaxial compression at 150 ℃to strain of 10%(a) and distribution of grain area for all grains with compression axis directions corresponding to α＞0.6(b)(where α is ratio of the fourth ranked FS to the first ranked FS)[33]
减小，材料的强度会提高。反之，强度下降。研究表明[34-36]，对于镁合金而言，不管是由滑移决定的屈服还是由孪生决定的屈服，均符合 Hall-Petch关系。BARNETT等[34]通过考察不同晶粒尺寸镁合金的压缩变形行为发现，晶粒尺寸对滑移和孪生决定的应力都有极大的影响。图6[34]所示为AZ31挤压棒在150 ℃压缩变形时在应变0.002和0.2下的Hall-Petch关系图，并揭示对于孪生决定应力的K值要高于滑移决定应力的K值。BOHLEN等[35]也得到类似的结果。这就意味着随着晶粒尺寸的降低以孪生为主导变形机制决定的屈服强度增量要高于滑移决定的屈服强度增量。这也进一步证实通过细化晶粒可有助于降低 TCYA。在实际的研究中也证实：随着晶粒尺寸的减小，变形过程中孪晶的产生率会明显地降低，而 TCYA随之改善[24,35,37]。陶俊[38]得出了cysσ/tysσ和晶粒尺寸d间的数学公式，即cysσ/tysσ=1.02-0.12lnd。他们推测AZ31镁合金拉压不对称消失的临界晶粒尺寸为d=(1.18±0.6) μm。随后YIN等[37]通过实验得出：当晶粒尺寸细化到0.8 μm时，AZ31镁合金的TCYA几乎消除，且与织构存在与否无关。
图6 AZ31挤压棒在150 ℃下晶粒尺寸对压缩变形时应变为0.002 和0.2时的 Hall-Petch关系图[34]Fig. 6 Hall-Petch plots of AZ31 bar extruded at strains of 0.002 and 0.2 and 150 ℃[34]
2.3 预置孪晶片层的影响
采用快速凝固[39]、粉末冶金[40]和合金化[41]等方式可以获得细小的组织。此外，通过热加工过程中的动态再结晶行为也可以达到细化晶粒的目的[37,42]。细晶强化就是通过这些特殊的工艺来增加晶界的量，进而提高材料的强度。孪晶界是一种特殊的晶界。最近的研究发现通过预变形引入大量孪晶界面也可以提高镁合金板材的强度[43-45]。图7[44]所示为AZ31热轧板通过沿TD方向冷轧3%且退火后(PRA 3%)材料的组织演变和RD方向的力学性能。沿TD预轧后，组织中出现了大量的{1 012}孪晶界面。此外，孪晶片层的出现致使沿RD方向拉伸和压缩的屈服强度分别提高34和49 MPa，且σcys/σtys的比值也从0.43提高到0.61[44]。图8所示为沿RD方向变形时变形方向与PRA试样的织构c轴的取向关系[45]。原始板材为典型的基面织构，因此，织构的c轴平行于ND方向。沿TD侧轧后，由于{1 012}孪生的发生形成了c轴//ND和c轴//TD 两种织构组分(见图 7(b)和图 8)。然而，当沿RD变形时，c轴//ND和c轴//TD两种织构的c轴都与变形方向垂直。因此，PRA并没有改变应力轴与织构c轴的取向关系，也就是说 PRA处理没有改变沿RD拉伸和压缩的主导变形机制。因此，性能的改变主要由于孪晶界的切割导致的。事实上，孪晶界切割晶粒提高镁合金板材强度的机理类似于细晶强化的作用[44]。图9所示为PRA样品沿RD压缩3%后的EBSD图[44]。图中晶粒A为母晶，晶粒C为PRA过程中产生的孪晶片层，而晶粒B和D为沿RD方向压缩过程中产生的孪晶片层。可见，预置孪晶界的存在极大地抑制了沿RD压缩过程中{1 012}孪晶的长大，进而降低了压缩过程中孪生产生的比率[44]。从而，PRA处理也可以有效地改善镁合金的 TCYA。值得注意的是，通过预变形引入的{1 012}孪晶会引起织构的变化。由于织构的影响，故PRA处理仅可以改善镁合金材料特定方向的力学性能。
2.4 合金化的影响
合金化是改善金属材料性能的有效手段。通过以上分析得知，晶格参数、织构取向、各变形模式的σcr以及晶粒尺寸等都可以影响镁合金材料的 TCYA。因此，若能通过合金化调整以上组织参数就可以调控材料的TCYA。
图7 原始板EBSD图和{0001}极图和PRA 3%板材的EBSD图和{0001}极图以及沿RD方向的拉伸压缩真应力-应变曲线(EBSD图中的灰色区域为{1 012}孪晶片层)[44]Fig. 7 EBSD maps and {0001} pole figures of as-received(a) and PRA 3%(b) and tensile, compressive true stress-strain curves along RD(c) (Gray zones in EBSD maps are {1 012} twin lamellae)[44]
图8 沿RD方向拉伸压缩时PRA试样中晶粒的c轴与变形方向的取向关系示意图[45]Fig. 8 Schematic diagram illustrating orientation of deformation direction with respect to c-axis in PRA samples[45]
图9 PRA 3% 试样沿RD压缩3%后的EBSD图及晶粒A~D的典型区域放大图(A-B、A-C和C-D界面(见白色箭头)均为{1 012}孪晶界)[44]Fig. 9 EBSD maps of PRA3% samples after 3% compression along RD and enlarged zone of grains A-D (Grain boundaries A-B,A-C and C-D indicated by white arrows are identified as {1 012} twin boundaries)[44]
2.4.1 合金元素影响晶格参数与变形模式
研究显示合金元素的固溶可能会改变镁合金的晶格参数(a和c/a)[14,46-47]。AGNEW等[14]发现镁合金中随着Li或Y元素固溶含量的增加，镁合金的c/a值降低(见图10)。c/a值对材料的变形机制及性能都有较大的影响。首先，孪晶模式的激活与c/a的值有直接的关系[10]。PEKGULERYUZ等[46]通过研究c/a值对轧制性能的影响发现轴比对镁合金轧制过程中的边裂有较大的影响。这一影响主要就是c/a影响孪生模式的结果。其次，c/a值和固溶元素会影响镁合金中不同变形模式的平衡。AGNEW等[14]的研究显示，随着c/a值的降低，由于晶格结构的对称性更强，因此
图 10 衍射试验获得的镁合金的极轴比与合金组分含量的函数关系[14]Fig. 10 Axial ratio (c/a) as function of alloy composition obtained from diffraction experiments[14]
通过TCYA的形成原因可以推测：降低晶格的不对称性促进非基面滑移的激活以及通过合金化软化柱面滑移等都有利于TCYA的降低。因此，通过合金化改变镁合金的晶格参数也是改善材料TCYA的方法之一。近年来，BOHLEN等[35]发现通过添加Al元素可降低镁合金的TCYA。并通过讨论推测Al的添加改变了基面和非基面滑移的激活，从而降低了孪生的贡献。目前，关于晶格参数与镁合金拉压不对称性的研究还未见系统报道。
2.4.2 合金元素影响变形织构
镁及其合金在加工过程中极易产生织构。由 2.1节可知，通过弱化织构和改变织构组分是改善拉压不对称性的有效途径。而合金化也可成为改善形变织构的有效方法。首先，合金化通过影响变形机制而影响形变织构。如AGNEW等[14]发现含Y和Li的镁合金，由于c/a值的降低使
2.4.3 合金元素的细晶作用
由2.2节可知，细化晶粒即可提高强韧性又能改善 TCYA。研究显示，某些合金元素对于镁合金晶粒尺寸的控制是非常重要的。如 Mg-Zn合金系中加入Zr元素[57]，Mg-Al合金中加入含碳化合物都可有效细化晶粒[58]。稀土元素(Ce、Nd、Sr等)的加入也可有效细化铸锭的组织[59]。此外，固溶原子与晶界的交互作用以及析出相的钉扎作用也可有效控制热变形和热处理过程中的晶粒尺寸[60]。与挤压态AZ31合金相比，挤压态 Mg-8Sn-1Al-1Zn合金具有较小的拉伸压缩不对称性。其机制便是由于 Mg-8Sn-1Al-1Zn合金中Mg2Sn相的出现有效地抑制挤压过程中动态再结晶的长大，并导致了晶粒细化[61]。
目前，合金化及热处理对镁合金TCYA影响的研究还很少。然而，合金化和随后的热处理作为调控变形织构与再结晶行为的有效方法将会对镁合金 TCYA的控制和改善有重要的应用价值。
图11 轧制态Mg-Y-Nd合金的显微组织和{0001}极图以及沿RD方向变形的真应力-应变曲线Fig. 11 Microstructure and {0001} pole figure of rolled Mg-Y-Nd alloy(a) and true stress-true strain curves of rolled Mg-Y-Nd alloy deformed along RD(b)
2.5 第二相粒子的影响
随着高强度镁合金的需求和发展，析出强化合金成为镁合金研究的一个重要的方向。针对镁合金特有的塑性变形特征，析出强化合金的各向异性行为成为研究的热点[4]。近年来的研究已经显示析出相对镁合金的滑移和孪生都有影响，进而影响变形镁合金的各向异性[25,56,62]。事实上，早在 20世纪 60年代，CLARK和CHUN等 就发现Mg-Zn合金中的析出相可以抑制机械孪生。由于{1 012}孪生极大地影响镁合金的各向异性和拉压不对称性，因此，析出相对{1 012}孪生行为的影响又再次成为近来研究的热点[66-67]。近年来的研究发现，析出相可以有效地降低AZ91和AZ80镁合金的TCYA[25-26,62,68-69]。一些研究认为析出相对TCYA的影响主要通过控制孪生比率来实现的[25-26]。例如JAIN等[25]发现高密度的Mg17Al12[63-64][65]析出相的出现极大地降低了孪生产生的比率，从而消除了具有较弱织构 AZ80合金的 TCYA。最近，STANFORD等[69]的研究证实了时效处理也可以极大地改善挤压态AZ91合金的拉压不对称性。他们的研究发现，大量片层状的Mg17Al12相的出现并没有改变压缩过程中的孪生比率，而是极大地抑制了孪晶的长大。与滑移不同，孪生涉及到两个过程，即孪生的形核和长大。虽然已发现 Mg17Al12相可以极大地硬化{1 012}孪生并降低变形镁合金的TCYA，然而析出硬化是增加了孪生形核的应力还是阻碍了孪生的长大，目前尚存在一些争议。
对于镁合金而言，具有丰富的析出相形态。这些析出相往往具有一定的惯习面，如 AZ系合金中Mg17Al12相为基面析出相[68]，稀土镁合金中析出相的惯习面为柱面[70]，Mg-Zn-Zr合金中析出相包括基面盘状和c轴棒状两种相[71]等等。那么不同形态的析出相是否都可以改善镁合金的 TCYA呢？近年来，ROBSON等[62]系统研究了析出相形状对滑移和孪生的影响，并揭示了析出相形状对变形镁合金拉伸压缩不对称性的影响。他们通过采用Orowan模型的理论计算以及实验研究发现 AZ91挤压棒经时效后，Mg17Al12基面板的析出降低了 TCYA；然而 Z5挤压棒经时效后，c轴棒状析出相的出现增加了TCYA，如图12所示[62]。由于拉伸和压缩过程中决定屈服强度的主要变形机制分别为柱面滑移和孪生。因此，这一现象主要归因于不同形貌的析出相对孪生和柱面滑移σcr的硬化效果不同。ROBSON等[62]预测得出：当析出相使Δσcr(twin growth)/Δσcr(prismatic)的值高于1/3，则会导致TCYA的降低，否则会增加TCYA。图 13所示为不同析出相对Δσcr(twin growth)/Δσcr(prismatic)值影响的理论计算曲线图。其中粒子参数如下：粒子体积分数为 5%、板状析出相长宽比为0.1和棒状析出相长宽比为 10。基面板状析出相具有最大的Δσcr(twin growth)/Δσcr(prismatic)，说明基面板析出相对于TCYA的改善是最有效的。而c轴棒状析出相导致Δσcr(twin growth)/Δσcr(prismatic)低于临界值，从而可能会增大拉压不对称性。虽然这一理论推测还没有在更多的镁合金系列中得到应用和证实。然而，可以确定的是，调控析出相形貌可成为改善析出强化镁合金TCYA的有效方法。
图12 AZ91和Z5合金的力学性能[62]Fig. 12 Mechanical properties of AZ91 and Z5 alloys[62]: (a)AZ91 under peak-aged and as-extruded condition; (b) Z5 under peak-aged and as-extruded condition
除了时效析出产生第二相粒子外，还可以通过粉末冶金的方法将具有高强度的粒子复合在镁合金基体中来改善镁合金的性能。如通过陶瓷或金属粒子[72]、陶瓷纤维或碳纤维等[73-74]的添加可改善镁合金的高温蠕变性能，并且可增加材料的强度和弹性模量。此外，由于镁合金具有各向异性特征，因此，复合粒子对镁合金拉伸压缩性能也有明显的影响。GARCÉS等[75]发现与纯镁相比，Mg-SiC复合材料的挤压织构强度更弱并表现出低的 TCYA。随后 GARCÉS等[74]也考察了粒子的尺寸和体积分数对Mg-Y2O3组织性能的影响并得到了类似的结果。其微观机理被解释为粒子影响再结晶织构、晶粒尺寸以及粒子与基体的错配造成位错演变的不同[74-75]。目前尚缺乏针对复合粒子的尺寸、形貌、体积分数和分布等特征对孪生行为以及位错滑移影响的研究。
3 结束语
镁合金的TCYA主要源于加工过程中织构的产生以及机械孪生的极性。改善TCYA的主要方法有织构控制、细化晶粒、合金化、引入析出相(并调控其形态)等。通过弱化织构，可降低 TCYA，然而往往伴随着材料强度的下降。晶粒细化、合金化和引入析出相都可以提高材料的强度且有效地调控材料的拉压不对称性。目前已有一些工作报道了镁合金拉压不对称性的影响因素及其控制方法，然而仍有以下不足需要进一步的研究：
1) 有待系统地研究合金化对于晶格参数、变形模式的影响，从而为通过合金化改善镁合金的TCYA提供理论指导。
2) 需要系统地研究析出相与复合粒子对于镁合金各变形模式的影响，为开发低TCYA和高强度的镁合金提供理论基础。
3) 需要定量地分析各因素对TCYA的影响。衡量和对比不同因素对镁合金TCYA的影响，对于材料的设计有重要的指导意义。通过合理地结合多种方式来综合地调控镁合金的TCYA将成为未来材料设计的课题之一。
4) TCYA对于横梁、交通工具等使用的镁合金型材的性能有较大影响，然而尚未引起足够的重视。目前，TCYA还不是用来评价镁合金材料的性能指标。
[1] AVEDESIAN M M, BAKER H. ASM specialty handbook:Magnesium and magnesium alloys[M]. America: ASM International, 1999: 274.
[2] 刘 庆. 镁合金塑性变形机理研究进展[J]. 金属学报, 2010,46(11): 1458-1472.LIU Qing. Research progress on plastic deformation mechanism of Mg alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2010, 46(11):1458-1472.
[3] 辛仁龙, 刘 庆. 镁合金塑性变形力学行为与微观组织研究进展[J]. 中国材料进展, 2011, 2: 16-28.XIN Ren-long, LIU Qing. Research progress on plastic deformation mechanisms and microstructure of Mg alloys[J].Materials China, 2011, 2: 16-28.
[4] 宋 波, 辛仁龙, 刘 庆. 析出相对镁合金变形机理影响的研究进展[J]. 中国有色金属学报, 2011, 21(11): 2019-2731.SONG Bo, XIN Ren-long, LIU Qing. Research progress on effect of precipitation on deformation behavior of magnesium alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011,21(11): 2019-2731.
[5] CHINO Y, KIMURA K, HAKAMADA M, MABUCHI M.Mechanical anisotropy due to twinning in an extruded AZ31 Mg alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 485:311-317.
[6] HASEGAWA S, TSUCHIDA Y, YANO H, MATSUI M.Evaluation of low cycle fatigue life in AZ31 magnesium alloy[J].International Journal of Fatigue, 2007, 29: 1839-1845.
[7] WU Y, ZHU R, WANG J, JI W. Role of twinning and slip in cyclic deformation of extruded Mg-3%Al-1%Zn alloys[J].Scripta Materialia, 2010, 63(11): 1077-1080.
[8] OBARA T, YOSHINAGA H, MOROZUMI S.{1122}〈1 1 23〉slip system in magnesium[J]. Acta Metallurgica, 1973, 21:845-853.
[9] STOHR J F, POIRIER J P. Electron microscope study of pyramidal slip {1122}〈1 1 23〉 in magnesium[J]. Philosophical Magazine, 1972, 25: 1313-1329.
[10] YOO M. Slip, twinning, and fracture in hexagonal close-packed metals[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1981,12(3): 409-418.
[11] BARNETT M R. Twinning and the ductility of magnesium alloys Part Ⅰ: “Tension” twins[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 464: 1-7.
[12] STYCZYNSKI A, HARTIG C, BOHLEN J, LETZIG D. Cold rolling textures in AZ31 wrought magnesium alloy[J]. Scripta Materialia, 2004, 50: 943-947.
[13] AGNEW S R, TOMÉ C N, BROWN D W, HOLDEN T M,VOGEL S C. Study of slip mechanisms in a magnesium alloy by neutron diffraction and modeling[J]. Scripta Materialia, 2003, 48:1003-1008.
[14] AGNEW S R, YOO M H, TOMÉ C N. Application of texture simulation to understand mechanical behavior of Mg and solid solution alloys containing Li or Y[J]. Acta Materialia, 2001, 49:4277-4289.
[15] KOIKE J, KOBAYASHI T, MUKAI T, WATANABE H,SUZUKI M, MARUYAMA K, HIGASHI K. The activity of non-basal slip systems and dynamic recovery at room temperature in fine-grained AZ31B magnesium alloys[J]. Acta Materialia, 2003, 51: 2055-2065.
[16] KOIKE J, OHYAMA R. Geometrical criterion for the activation of prismatic slip in AZ61 Mg alloy sheets deformed at room temperature[J]. Acta Materialia, 2005, 53: 1963-1972.
[17] 张 真, 汪明朴, 李树梅, 蒋 念, 胡海龙, 郝诗梦. 热轧过程中 AZ31镁合金的组织及织构演变[J]. 中国有色金属学报,2010, 20(8): 1447-1454.ZHANG Zhen, WANG Ming-pu, LI Shu-mei, JIANG Nian, HU Hai-long, HAO Shi-meng. Evolution of microstructure and texture of AZ31 magnesium alloy during hot-rolling process[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(8):1447-1454.
[18] 唐伟琴, 张少睿, 范晓慧, 李大永, 彭颖红. AZ31镁合金的织构对其力学性能的影响[J]. 中国有色金属学报, 2010, 20(2):371-377.TANG Wei-qin, ZHANG Shao-rui, FAN Xiao-hui, LI Da-yong,PENG Ying-hong. Texture and its effect on mechanical properties of AZ31 magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(2): 371-377.
[19] 丁文江, 靳 丽, 吴文祥, 董 杰. 变形镁合金中的织构及其优化设计[J]. 中国有色金属学报, 2011, 20(10): 2371-2381.DING Wen-jiang, JIN Li, WU Wen-xiang, DONG Jie. Texture and texture optimization of wrought Mg alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 20(10): 2371-2381.
[20] WANG B, XIN R, HUANG G, LIU Q. Effect of crystal orientation on the mechanical properties and strain hardening behavior of magnesium alloy AZ31 during uniaxial compression[J]. Materials Science and Engineering A, 2012, 534:588-593.
[21] AGNEW S R, HORTON J A, LILLO T M, BROWN D W.Enhanced ductility in strongly textured magnesium produced by equal channel angular processing[J]. Scripta Materialia, 2004, 50:377-381.
[22] KLEINER S, UGGOWITZER P J. Mechanical anisotropy of extruded Mg-6%Al-1%Zn alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2004, 379: 258-263.
[23] LIU Pei, XIN Yun-chang, LIU Qing. Plastic anisotropy and fracture behavior of AZ31 magnesium alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21: 880-884.
[24] YIN D L, WANG J T, LIU J Q, ZHANG X. On tension-compression yield asymmetry in an extruded Mg-3Al-1Zn alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009,478: 789-795.
[25] JAIN J, POOLE W J, SINCLAIR C W, GHARGHOURI M A.Reducing the tension-compression yield asymmetry in a Mg-8Al-0.5Zn alloy via precipitation[J]. Scripta Materialia,2010, 62(5): 301-304.
[26] LÜ C, LIU T, LIU D, JIANG S, ZENG W. Effect of heat treatment on tension–compression yield asymmetry of AZ80 magnesium alloy[J]. Materials and Design, 2012, 33: 529-533.
[27] HUANG X, SUZUKI K, WATAZU A, SHIGEMATSU I, SAITO N. Mechanical properties of Mg-Al-Zn alloy with a tilted basal texture obtained by differential speed rolling[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 488: 214-220.
[28] 张青来, 卢 晨, 朱燕萍, 丁文江, 贺继泓. 轧制方式对AZ31 镁合金薄板组织和性能的影响[J]. 中国有色金属学报,2004, 14(3): 391-397.ZHANG Qing-lai, LU Chen, ZHU Yan-ping, DING Wen-jiang,HE Ji-hong. Effect of rolling method on microstructure and properties of AZ31 magnesium alloy thin sheet[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(3): 391-397.
[29] SONG B, HUANG G, LI H, ZHANG L, HUANG G, PAN F.Texture evolution and mechanical properties of AZ31B magnesium alloy sheets processed by repeated unidirectional bending[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 489(2):475-481.
[30] 路 君, 靳 丽, 董 杰, 曾小勤, 丁文江, 姚真裔. 等通道角挤压变形 AZ31镁合金的变形行为[J]. 中国有色金属学报,2009, 19(3): 424-432.LU Jun, JIN Li, DONG Jie, ZENG Xiao-qin, DING Wen-jiang,YAO Zhen-yi. Deformation behaviors of AZ31 magnesium alloy by equal channel angular extrusion[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(3): 424-432.
[31] KOBAYASHI T, KOIKE J, YOSHIDA Y, KAMADO S,SUZUKI M, MARUYAMA K, KOJIMA Y. Grain size dependence of active slip systems in an AZ31 magnesium alloy[J]. Journal of the Japan Institute of Metals, 2003, 67:149-152.
[32] 陈振华. 变形镁合金[M]. 北京: 化学工业出版社, 2005.CHEN Zhen-hua. Wrought magnesium alloy[M]. Beijing:Chemical Industry Press, 2005.
[33] PEI Y, GODFREY A, JIANG J, ZHANG Y B, LIU W, LIU Q.Extension twin variant selection during uniaxial compression of a magnesium alloy[J]. Materials Science and Engineering A,2012, 550: 138-145.
[34] BARNETT M R, KESHAVARZ Z, BEER A G, ATWELL D.Influence of grain size on the compressive deformation of wrought Mg-3Al-1Zn[J]. Acta Materialia, 2004, 52(17):5093-5103.
[35] BOHLEN J, DOBROŇ P, SWIOSTEK J, LETZIG D,CHMELIK F, LUKAC P, KAINER K. On the influence of the grain size and solute content on the AE response of magnesium alloys tested in tension and compression[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 462(1/2): 302-306.
[36] MANN G, GRIFFITHS J R, CÁCERES C H. Hall-Petch parameters in tension and compression in cast Mg-2Zn alloys[J].Journal of Alloys and Compounds, 2004, 378(1/2): 188-191.
[37] YIN S M, WANG C H, DIAO Y D,WU S D, LI S X. Influence of grain size and texture on the yield asymmetry of Mg-3Al-1Zn alloy[J]. Journal of Materials Science and Technology, 2011,27(1): 29-34.
[38] 陶 俊. 织构和晶粒尺寸对变形镁合金 AZ31力学性能的影响[D]. 南京: 南京理工大学, 2007: 49-53.TAO Jun. Effect of texture and grain size on mechanical properties of wrought magneisum alloy AZ31[D]. Nanjing:Nanjing University of Science and Tenchnology, 2007: 49-53.
[39] 徐锦锋, 翟秋亚, 袁 森. AZ91D 镁合金的快速凝固特征[J].中国有色金属学报, 2004, 14: 939-944.XU Jing-feng, ZHAI Qiu-ya, YUAN Shen. Rapid solidification characteristics of melt-spun AZ91D magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14: 939-944.
[40] WATANABE H, MUKAI T, MABUCHI M, HIGASHI K.Superplastic deformation mechanism in powder metallurgy magnesium alloys and composites[J]. Acta Materialia, 2001, 49:2027-2037.
[41] LEE Y, DAHLE A, STJOHN D. The role of solute in grain refinement of magnesium[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2000. 31(11): 2895-2906.
[42] WANG M, XIN R, WANG B, LIU Q. Effect of initial texture on dynamic recrystallization of AZ31 Mg alloy during hot rolling[J].Materials Science and Engineering A, 2011, 528(6): 2941-2951.
[43] XIN Y, WANG M, ZENG Z, NIE M, LIU Q. Strengthening and toughening of magnesium alloy by {1 012} extension twins[J].Scripta Materialia, 2012, 66: 25-28.
[44] SONG B, XIN R, CHEN G, ZHANG X, LIU Q. Improving tensile and compressive properties of magnesium alloy plates by pre- cold rolling[J]. Scripta Materialia, 2012, 66: 1061-1064.
[45] SONG B, XIN R, CHEN G, ZHANG X, LIU Q. Mechanical properties and anisotropy of Mg alloys with twin lamellae[C]//33rd Risoe International Symposium on Materials Science, 2012:337-347.
[46] BECERRA A, PEKGULERYUZ M. Effects of lithium, indium,and zinc on the lattice parameters of magnesium[J]. Journal of Materials Research, 2008, 23(12): 3379-3386.
[47] PEKGULERYUZ M, CELIKIN M, HOSEINI M, BECERRA A,MACKENZIE L . Study on edge cracking and texture evolution during 150 ℃ rolling of magnesium alloys: The effects of axial ratio and grain size[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012,510(1): 15-25.
[48] BLAKE A H, CÁCERES C H. Solid-solution hardening and softening in Mg-Zn alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 483/484: 161-163.
[49] LI X, JIAO F, AL-SAMMAN T, CHOWDHURY S. Influence of second-phase precipitates on the texture evolution of Mg-Al-Zn alloys during hot deformation[J]. Scripta Materialia, 2012,66(3/4): 159-162.
[50] 杨续跃, 张 雷, 姜育培, 朱亚坤. Mg-Y及AZ31镁合金高温变形过程中微观织构的演化[J]. 中国有色金属学报, 2011, 21:269-275.YANG Xu-yue, ZHANG Lei, JIANG Yu-pei, ZHU Ya-kun.Microtexture evolution in Mg-Y and AZ31 Mg alloy during hot deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011,21: 269-275.
[51] MA L, MISHRA R K, PENG L M, LUO A A, DING W J SACHDEV A K. Texture and mechanical behavior evolution of age-hardenable Mg-Nd-Zn extrusions during aging treatment[J].Materials Science and Engineering A, 2011, 529: 151-155.
[52] 李再久, 金青林, 蒋业华, 周 荣. Ce对热轧AZ31镁合金动态再结晶及织构的影响[J]. 金属学报, 2009, 45: 924-929.LI Zai-jiu, JIN Qing-lin, JIANG Ye-hua, ZHOU Rong. Effect of Ce on the dynamic recrystallization and texture of AZ31 magnesium alloy during hot rolling[J]. Acta Metallurgica Sinica,2009, 45: 924-929.
[53] BOHLEN J, NÜRNBERG M R, SENN J W, LETZIG D,AGNEW S. The texture and anisotropy of magnesium-zinc-rare earth alloy sheets[J]. Acta Materialia, 2007, 55(6): 2101-2112.
[54] ROBSON J D, TWIER A M, LORIMER G W, ROGERS P.Effect of extrusion conditions on microstructure, texture, and yield asymmetry in Mg-6Y-7Gd-0.5%Zr alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528(24): 7247-7256.
[55] YAN H, CHEN R S, HAN E H. Room-temperature ductility and anisotropy of two rolled Mg-Zn-Gd alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527: 3317-3322.
[56] XIN R, SONG B, ZENG K, HUANG G, LIU Q. Effect of aging precipitation on mechanical anisotropy of an extruded Mg-Y-Nd Alloy[J]. Materials and Design, 2012, 34: 384-388.
[57] QIAN M, DAS A.Grain refinement of magnesium alloys by zirconium: Formation of equiaxed grains[J]. Scripta Materialia,2006, 54(5): 881-886.
[58] JIN Q, EOM J P, LIM S G, PARK W, YOU B S. Grain refining mechanism of a carbon addition method in a Mg–Al magnesium alloy[J]. Scripta Materialia, 2003. 49(11): 1129-1132.
[59] 袁付庆, 张 静, 方 超. 稀土元素对镁合金晶粒细化的研究[J]. 热加工工艺, 2012, 41: 30-37.YUAN Fu-qing, ZHANG Jing, FANG Chao. Effects of rare earth additon on grain refinement of magnesium alloy[J]. Hot Working Technology, 2012, 41: 30-37.
[60] ROBSON J D, HENRY D T, DAVIS B. Particle effects on recrystallization in magnesium-manganese alloys: Particle pinning[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528:4239-4247.
[61] PARK S S, TANG W N, YOU B S. Microstructure and mechanical properties of an indirect-extruded Mg-8Sn-1Al-1Zn alloy[J]. Materials Letters, 2010, 64: 31-34.
[62] ROBSON J D, STANFORD N, BARNETT M R. Effect of precipitate shape on slip and twinning in magnesium alloys[J].Acta Materialia, 2011, 59(5): 1945-1956.
[63] CLARK J B. Transmission electron microscopy study of age hardening in a Mg-5wt.% Zn alloy[J]. Acta Metallurgica, 1965,13: 1281-1289.
[64] CLARK J B. Age hardening in a Mg-9wt.% Al alloy[J]. Acta Metallurgica, 1968, 16: 141-152.
[65] CHUN J S, BYRNE J G, BORNEMANN A. The inhibition of deformation twinning by precipitates in a magnesium-zinc alloy[J]. Philosophical Magazine, 1969, 20: 291-300.
[66] ROBSON J D, STANFORD N, BARNETT M R. Effect of particles in promoting twin nucleation in a Mg-5wt.% Zn alloy[J]. Scripta Materialia, 2010, 63: 823-826.
[67] STANFORD N, BARNETT M R. Effect of particles on the formation of deformation twins in a magnesium-based alloy[J].Materials Science and Engineering A, 20095, 16: 226-234.
[68] STANFORD N, GENG J, CHUN Y B, DAVIES C H J, NIE J F,BARNETT M R. Effect of plate-shaped particle distributions on the deformation behaviour of magnesium alloy AZ91 in tension and compression[J]. Acta Materialia, 2012, 60(1): 218-228.
[69] STANFORD N, TAYLOR A S, CIZEK P, SISKA F,RAMAJAYAM M, BARNETT M R.{1 012} twinning in magnesium-based lamellar microstructures[J]. Scripta Materialia,2012, 67: 704-707.
[70] XIN R, LI L, ZENG K, SONG B, LIU Q. Structural examination of aging precipitation in a Mg-Y-Nd alloy at different temperatures[J]. Materials Characterization, 2011, 62(5):535-539.
[71] CHEN H, KANG S, YU H, CHO J, KIM H W, MIN G. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of twin roll cast and sequential warm rolled ZK60 alloy sheets[J].Journal of Alloys and Compounds, 2009, 476(1/2): 324-328.
[72] HAN B Q, DUNAND D C. Microstructure and mechanical properties of magnesium containing high volume fractions of yttria dispersoids[J]. Materials Science and Engineering A, 2000,277: 297-304.
[73] GU J, ZHANG X, GU M. The Damping capacity of AZ91 magnesium matrix composites reinforced with the coated carbon fiber fabric[J]. Materials Transactions, 2004, 45: 1743-1747.
[74] GARCÉS G, RODRÍGUEZ M, PÉREZ P, ADEVA P. Effect of volume fraction and particle size on the microstructure and plastic deformation of Mg-Y2O3composites[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 419: 357-364.
[75] GARCÉS G, PÉREZ P, ADEVA P. Effect of the extrusion texture on the mechanical behaviour of Mg-SiCpcomposites[J]. Scripta Materialia, 2005, 52: 615-619.
