Mg合金因具有比强度高、质轻等优点，被应用于汽车、航空航天等领域，但其绝对强度低，故应用范围受限[1].在室温下，基面＜a＞滑移是Mg合金主要塑性变形模式，但单靠这种滑移模式，并不能提供5个独立的滑移系，以满足米泽斯屈服准则而容纳各个方向的塑性变形[2].孪生是Mg合金中重要的变形模式，以调节c轴的应变.此外，一些研究结果表明，孪生对再结晶过程中的织构演化和裂纹形核也有影响[3].孪晶不仅可以细化晶粒，还能促进位错塞积，从而提升Mg合金强度[4].因此，研究Mg合金的孪生行为，对设计高性能Mg合金具有重要作用.

截至目前，Mg合金有(101)、(102)和(103)等典型孪晶类型，其中(102)孪晶最为常见[5].(111)孪晶仅在纯Zr、纯Ti和纯Co等金属中被发现[6].图1为(111)孪晶结构示意图，(111)孪晶对应的转角和转轴分别为34°和[100] ，对应的孪生四要素分别为K1：(111)，K2：(0001)，η1：[26] ，η2：[110] .

图1 (112—1)孪晶结构示意图
Fig.1 (112—1)tw inning structure images
(a)—三维；(b)—二维.

早期的研究中，Eckelmeyer等[7]在Mg-9%Y合金(质量分数，下同)中发现了这种(111)孪晶类型.后来，有学者通过EBSD证明了WE54合金[8]和含有长周期堆叠有序(LPSO)结构的Mg-Al-Gd合金[9]中存在这种(111)孪晶.Aghababaei等[10]利用分子动力学模拟，在纯Mg中观察到了(111)孪晶，并指出这种孪晶是由I1层错边界的位错转变而来的.Stanford等[11]研究了Mg-5%Y和Mg-10%Y合金的孪生行为，发现Y含量的增加显著提高了(102)孪晶的临界剪切应力，而(111)孪晶的临界剪切应力几乎不变，这使(111)孪晶在Mg-10%Y合金中成为主要的变形机制.He等[6]利用第一性原理计算分析了Mg-Gd合金中(111)孪晶的起源，计算结果表明，在Mg-Gd合金中出现大量(111)孪晶与Gd有效降低(111)孪晶界面能有关.

综上所述，关于[100] 方向上的孪晶及界面的研究正处于探索阶段，(111)孪晶作为[100] 方向上的重要孪晶，探索其在Mg合金中的形成条件，对后续设计高性能Mg合金具有重要意义.鉴于此，本文中利用电子万能试验机和电子背散射衍射仪(EBSD)系统研究(111)孪晶在Mg合金中的形成条件，为设计高性能Mg合金提供理论依据.

1 实验材料及方法

本实验中以纯度为99.99%(质量分数，下同)的纯Mg、Mg-30%Gd(质量分数，下同)中间合金为原料，在真空电磁感应熔炼炉中进行熔炼，通入氩气进行保护.实验中制备了标称成分为Mg-x Gd(x＝4%，8%，12%，16%，20%，质量分数，下同)的5组铸态合金.将熔炼后的铸锭切成圆柱试样(Φ10 mm×15 mm).在520℃下固溶处理4 h，之后进行水淬.用电子万能试验机(Schimazu AG-X Plus)对材料进行室温压缩：先以800 mm/min的压缩速率将5种Mg-Gd合金压断；再以800 mm/min的压缩速率对Mg-20%Gd合金进行压缩，应变量ε分别为5%，8%，16%；最后，分别以0.8、8、80 mm/min的压缩速率将Mg-20%Gd合金压断.实验加载方向与圆柱试样的纵截面平行.将变形后的样品沿加载平面切割，利用场发射扫描电子显微镜(SEM，ZEISS-Crossbeam 550)及配备的背散射电子衍射探头，对样品的显微组织和晶体取向进行分析.EBSD样品由氩离子抛光技术制备得到(使用的设备为PIPS-II，GATAN 695)，抛光时的加速电压为5 kV，抛光时间为30 min.

界面能是评估界面稳定性的重要参数，界面能越小，界面越稳定.本研究中的分子动力学模拟部分均使用LAMMPS软件包完成，利用嵌入原子势，精确地描述Mg原子间的相互作用，得到平衡晶界[12].采用Nose-Hoover算法，在50 K的温度下弛豫100 ps，以得到稳定的晶界.

计算界面能的公式如下：

式中：E pot为弛豫后晶界体系的总能量；N为原子数量；E bulk为单个原子晶胞的总能量；S为两晶粒之间的界面面积.

2 实验结果与分析

图2展示了Mg-x Gd(x＝4%，8%，12%，16%，20%)合金室温压断的EBSD结果，压缩速率为800 mm/m in，样品观察面为圆柱试样的纵截面.图2(a)(b)为Mg-4%Gd的EBSD-IPF(inverse pole figure)图，由图可知，Mg-4%Gd合金压断后出现大量孪晶，这些孪晶有效细化了晶粒.图2(c)(e)(g)(i)分别为Mg-8%Gd、Mg-12%Gd、Mg-16%Gd、Mg-20%Gd合金的EBSD-IPF图，图2(d)(f)(h)(j)为其对应的高倍IPF图.图2表明，Gd的加入显著细化了晶粒，且孪晶含量越来越多.从图2(g)和(i)中可以发现，孪生主要发生在大晶粒中.在变形过程中，晶粒尺寸越小，晶界越容易滑移，从而释放内应力来协调塑性变形，使晶粒难以发生孪生变形.而当晶粒尺寸较大时，晶界在塑性变形过程中不容易滑移，大量的位错在晶界处累积，产生较大的内应力，容易激活孪生来协调应变[13].此外，从图2中还可以发现，孪生具有极性，当压缩方向垂直于基体c轴时[如图2(g)中绿色取向的晶粒所示] ，容易启动孪生进行变形.这是因为此时基体c轴受拉应力，容易启动拉伸孪生，拉伸孪生的临界剪切应力较小，更容易被激活[14].

图2 固溶态M g-Gd合金压断的IPF图
Fig.2 Fracture IPF maps of solid solution M g-Gd alloys

(a)(b)—Mg-4%Gd；(c)(d)—Mg-8%Gd；(e)(f)—Mg-12%Gd；(g)(h)—Mg16%Gd；(i)(j)—Mg-20%Gd.

图3展示了Mg-x Gd(x＝4%，8%，12%，16%，20%)合金的取向差结果.由图3(a)～(e)可知，这5个样品中出现了频率较高的4个取向差峰，分别为5°～15°、32°～42°、52°～62°、80°～90°.EBSD分析结果表明，这4个取向差峰的取向差轴为[20] 和[010] .根据晶体学信息，这5个样品中的片层状组织分别被识别为[010] 轴向的10°扭转变形带，34°-[010] 的(111)拉伸孪晶，38°-[20] 的(101)-(102)二次孪晶，56°-[20] 的(101)压缩孪晶，64°-[20] 的(103)的压缩孪晶，86°-[20] 的(102)拉伸孪晶.

图3 固溶态M g-Gd合金压断的取向差角和取向差轴图
Fig.3 M isorientation and m isorientation axis distribution of solid solution M g-Gd alloys after fracture

(a)—Mg-4%Gd；(b)—Mg-8%Gd；(c)—Mg-12%Gd；(d)—Mg-16%Gd；(e)—Mg-20%Gd.

图4(a)～(e)表明，Gd的添加使Mg-Gd合金的孪晶类型发生了明显转变，(102)孪晶急剧减少，在Mg-16%Gd合金样品中开始出现大量的(111)孪晶，且其含量随着Gd含量的增加而增加.

图4 固溶态M g-Gd合金压断的特殊晶界图
Fig.4 Special grain boundary diagram s of solid solution M g-Gd alloys after fractured

(a)—Mg-4%Gd；(b)—Mg-8%Gd；(c)—Mg-12%Gd；(d)—Mg-16%Gd；(e)—Mg-20%Gd.

图5为从图2(j)中提取出来的子集图，利用EBSD分析了基体及孪晶的晶体取向和极图(pole figure).图5(c)中数字1为基体，2和3为两个沿[010] 轴反向旋转的(111)孪晶.图5(d)展示了图5(c)中箭头处的取向差分析结果，从图中可以发现，两个(111)孪晶相对于基体分别旋转了40°和36°，且二者之间形成了[010] 轴向倾转晶界，其角度约为76°，图5(e)中的(0001)极图展示了它们的取向.

图5 从压断的Mg-20%Gd合金中提取出的(111))孪晶组织
Fig.5 (111)tw inning structure extracted from fractured M g-20%Gd alloy

(a)—(111)孪晶边界图；(b)—(a)图对应的晶胞取向图；(c)—IPF图；(d)—取向差图；(e)—(0001)极图.

以800 mm/min的压缩速率将合金压断后，出现的不同倾转晶界的界面占比统计结果如表1所列.从表1中可以发现：随着Gd含量的增加，Mg-Gd合金中(102)孪晶界面占比明显减小，(111)孪晶界面占比不断增大，尤其在Mg-16%Gd和Mg-20%Gd合金中占比较大，最大为24.90%；10°扭转变形带的界面占比也显著增大.

表1 固溶态M g-Gd合金不同倾转晶界的界面占比统计
Table 1 Statistics of interface proportions for different tilted grain boundaries in solid solution M g-Gd alloys %

界面类型Mg-4%Gd Mg-8%Gd Mg-12%Gd Mg-16%Gd Mg-20%Gd(101—2)孪晶83.12 4.61 8.27 4.81 9.41(112—1)孪晶0.21 1.47 1.69 21.81 24.90(101—1)-(101—2)孪晶2.11 24.71 6.98 7.91 0.60 10°扭转变形带3.98 31.92 22.61 19.51 17.71

为了揭示孪晶界的稳定性，使用分子动力学(MD)模拟对纯Mg的孪晶界能量进行了评估，结果如图6所示.图6(e)表明，(102)孪晶界能量为144.07 mJ/m2，而(111)孪晶界能量为133.36 m J/m2，从能量角度上看，纯Mg中(111)孪晶界比(102)孪晶界更稳定.尽管(101)孪晶界和(103)孪晶界能量更低(分别为85.74 mJ/m2和98.77 mJ/m2)，但在本研究中，晶体取向使得基体的c轴主要受拉应力[如图2(g)绿色取向的晶粒所示] ，且拉伸孪晶的临界剪切应力较小，更容易启动，所以晶粒内形成了大量的(102)和(111)拉伸孪晶，而(101)和(103)压缩孪晶很少.

图6 孪晶界结构及界面能
Fig.6 Tw inning boundary structure and energy

(a)～(d)—界面结构；(e)—界面能.

图7展示了Mg-20%Gd合金在室温下以800 mm/min的速率压缩至不同应变量(5%、8%、16%)的EBSD结果.图7(a)～(c)表明，孪晶数量随应变量的增加而增加.图7(g)～(i)表明，3个样品中出现了频率较高的3个取向差峰，分别为5°～15°、32°～42°和80°～90°，其对应的取向差轴为[010] (第1、2个取向差峰)和[20] (第3个取向差峰).图7(d)～(f)分别为被识别出来的具有[010] 轴向的10°扭转变形带、(111)孪晶和(102)孪晶的EBSD图，值得注意的是，(111)孪晶在变形初期就已经出现，而(102)孪晶却没有形成.一些研究结果表明，在变形初期，(102)孪晶是最先启动的，一般在应变量为2%～4%时形成[15]，这与本研究中的结果不一致.观察后发现，随着应变量的增加，(111)孪晶不断增多并长大，在整个压缩过程中，(111)孪晶是主要的变形机制.此外，在图7(f)中发现，绿色边界的(102)孪晶与红色边界的(111)孪晶存在接触区域，这与文献[16]中报道的有所区别，在本研究中，(102)孪晶并没有穿过(111)孪晶.

图7 固溶态M g-20%Gd合金不同应变量的EBSD结果
Fig.7 EBSD results of solid solution M g-20%Gd alloys w ith different strain

(a)～(c)—IPF图；(d)～(f)—特殊晶界图；(g)～(i)—取向差和取向轴分布图.(a)(d)(g)—ε＝5%；(b)(e)(h)—ε＝8%；(c)(f)(i)—ε＝16%.

图8是从图7(a)～(c)和图2(j)中提取出来的(111)孪晶子集图，其中M为基体，T为(111)孪晶.图8(a1)～(c1)的(100)极图表明，M和T的极点有重合部分，这说明M和T的旋转轴为[100] 方向.图8(a2)～(c2)的(111)极图表明，M和T的(111)极点均重合(如图中红色虚线框所示).而图8(d2)中(111)极点分布极为分散，M和T的极点完全不重合.综上可知，在800 mm/m in的高速压缩下，当应变量很大时，(111)孪晶与基体的界面会逐渐偏离(111)孪晶界，形成类孪晶边界.这种类孪晶边界是由(111)孪晶界附近的基面＜a＞滑移驱使晶格旋转演变而来的，在高速压缩和大应变量的条件下，基面＜a＞滑移很容易被激活，并在(111)孪晶界面上累积，驱使晶格沿[010] 轴继续旋转[17].

图8 (111)孪晶组织的EBSD图
Fig.8 EBSD maps of(111)tw inning structure

(a)～(d)—IPF图；(a1)～(d1)—(100)极图；(a2)～(d2)—(111)极图.(a)—ε＝5%；(b)—ε＝8%；(c)—ε＝16%；(d)—断裂.

表2中列出了Mg-20%Gd合金压缩至不同应变量时，出现的不同倾转晶界的界面占比统计结果.

表2 固溶态M g-20%Gd合金压缩至不同应变量时不同倾转晶界的界面占比统计
Tab le 2 Statistics of in terface p roportions for d ifferen t tilted grain boundaries in solid solution M g-20%Gd alloys com p ressed to varying strain levels %

界面类型ε 5 8 16(101—2)孪晶1.50 0.34 7.02(112—1)孪晶65.72 71.92 49.60 10°扭转变形带5.65 6.21 12.31

从表2中可以发现，无论是变形前期还是变形后期，(102)孪晶界面占比都很小，最大仅为7.02%，而(111)孪晶界面占比很大，最大为71.92%.这表明(111)孪晶为该样品在压缩过程中的主要变形机制.

图9展示了Mg-20%Gd合金在室温下以不同压缩速率(0.8、8、80 mm/min)压断后的EBSD结果.

图9 固溶态M g-20%Gd合金不同压缩速率压断的EBSD结果
Fig.9 EBSD results of solid solution M g-20%Gd alloys at different com pression rates

(a)～(c)—IPF图；(d)～(f)—特殊晶界图；(g)～(i)—取向差和取向轴分布图.(a)(d)(g)—0.8 mm/min；(b)(e)(h)—8 mm/min；(c)(f)(i)—80 mm/min.

由图9(a)～(c)可知，变形后的样品中均出现了大量的孪晶.从图9(d)～(f)中可以发现，压断后的3个样品中产生的界面类型基本一致，都形成了(111)孪晶、(102)孪晶和[010] 轴向的10°扭转变形带.压缩速率不影响孪生类型，即使在0.8 mm/min的压缩速率下，样品中也形成了一定数量的(111)孪晶.但压缩速率影响孪晶数量，随着压缩速率的增大，样品中的(111)孪晶越来越多，这可以从图9(i)中得到验证，当压缩速率为80 mm/min时，取向差角为34°的相对频率最高.在Mg-20%Gd合金的室温压缩过程中，(111)孪晶是主导的孪晶类型，这归因于Gd的添加.此外，压缩速率越大，晶粒的应力集中越大，这有助于孪晶的形成，所以(111)孪晶也随着压缩速率的增大而不断增多.除此之外，在图9(f)中也看到了Chen等[16]在实验中观察到的现象，即(102)孪晶穿过(111)孪晶，再对比图7(f)中没有穿叉的现象，可以得出以下结论：这种穿叉现象是由应变量引起的，在大的应变量下，孪晶明显长大，直至产生上述的穿叉现象.

表3中列出了Mg-20%Gd合金以不同速率被压断时，出现的不同倾转晶界的界面占比统计结果.

表3 固溶态M g-20%Gd合金以不同压缩速率压断时不同倾转晶界的界面占比统计
Table 3 Statistics of fracture interface proportions for different tilted grain boundaries in solid solution Mg-20%Gd alloys under different compression strain rates %

界面类型压缩速率/(mm·min-1)0.8 8 80(101—2)孪晶15.80 8.87 9.57(112—1)孪晶26.60 23.90 41.20 10°扭转变形带16.60 18.40 16.50

从表3中可以发现，压缩速率越大，(111)孪晶界面占比越大，当压缩速率为80 mm/min时达到最大值41.20%.与(111)孪晶界相比，(102)孪晶界和[010] 轴向的10°扭转变形带的界面占比较小，最大仅为15.80%和18.40%.这说明在高速压缩的条件下，(111)孪晶是主要的变形机制.

在密排六方结构(HCP)金属中，常见的孪晶类型有(102)和(111)拉伸孪晶及(101)和(112)压缩孪晶[18].在上述孪晶类型中，(111)孪晶尤为特殊，它的孪生过程切变简单，是唯一一个所有晶格位点都切变到孪生的正确位置上的孪晶[19]，因此备受关注.据相关文献报道，(111)孪晶可以在Mg-Gd[10]和Mg-Y[15]中形成.以往的研究中仅考虑了稀土元素对(111)孪晶的影响，而本文中综合考虑了稀土元素、应变量和压缩速率对(111)孪晶的影响.研究发现，大量Gd的加入、大应变量和高速压缩均会促进Mg合金室温压缩过程中(111)孪晶的形成在本文中，同等条件下，Mg合金中除了形成(111)孪晶，还出现了一定量的[010] 轴向的10°扭转变形带.这些变形带是否会对(111)孪晶有影响，以及它们是否存在演变规律，仍需利用TEM进一步探索.

3 结论

(1)添加Gd可以改变Mg-Gd合金室温压缩形成的孪晶类型，由(102)孪晶转变为(111)孪晶.当Gd的质量分数为16%时，合金中开始出现(111)孪晶，进一步添加Gd，(111)孪晶越来越多.当Gd的质量分数为20%且压缩速率为800 mm/min时，(111)孪晶界面占比为24.90%.

(2)应变量没有对Mg合金的孪晶类型有明显的影响，影响的仅仅是(111)孪晶的数量，应变量越大，(111)孪晶越多.随着应变量的不断增大，(111)孪晶逐渐偏离了理论孪晶界，形成了类孪晶边界.同时，大的应变量可以使(102)孪晶穿过(111)孪晶.

(3)压缩速率不改变Mg-20%Gd合金的主导孪晶类型[仍为(111)孪晶] ，但会显著增加其数量.随着压缩速率的增大，(111)孪晶的数量显著增加，当压缩速率为80 mm/min时，其界面占比最大，为41.20%.

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Formation conditions for(111)twinning in Mg alloys

Zhang Xin1，Li Shanshan2，Ren Yuping1，Xie Hongbo3，4
(1.School of Materials Science and Engineering，Northeastern University，Shenyang 110819，China；2.School of Mechanical and Power Engineering，Shenyang University of Chemical Technology，Shenyang 110142，China；3.School of Materials Science and Engineering，Dalian University of Technology，Dalian 116024，China；4.Instrumental Analysis Center，Dalian University of Technology，Dalian 116024，China)

Abstract：Twinning is a critical deformation mechanism in hexagonal close-packed(HCP)metals，playing a pivotal role in plasticity.Understanding the factors that govern twinning behavior is essential for the design of high-strength，tough Mg alloys.In this study，typical Mg-x Gd(x＝4%，8%，12%，16%，20%，mass fraction)binary alloys have been used as model alloys.Electron backscatter diffraction(EBSD)has been used to systematically investigate the twinning deformation behavior during room temperature compression.The findings demonstrate that when the mass fraction of Gd is less than 12%，the dominant twinning mode is(102)twinning.As the Gd content increases，a gradual transition to(111)twinning occurs.Notably，upon reaching a Gd content(mass fraction，the same below)of 16%，(111)twinning first appears and becomes more prevalent with increasing Gd concentrations.The content of rare earth element Gd is the decisive factor in the formation of(111)twins under room-temperature conditions.(111)twins could only form when the amount of Gd added reaches a certain value.The research results also show that the higher the amount of Gd added，the greater the compression strain，the higher the compression rate，and the easier it is for(111)twins to form.

Key words：Mg alloys；deformation twinning；(111)twinning；room-temperature compression；EBSD

中图分类号：TG 146

文献标志码：A

文章编号：1671-6620(2026)01-0060-10

doi：10.14186/j.cnki.1671-6620.2026.01.008

收稿日期：2024-12-17.

基金项目：国家自然科学基金青年基金项目(52101129)；中央高校基本科研业务费项目[DUT23RC(3)062] .

作者简介：张欣(1999—)，男，硕士研究生；任玉平(1978—)，男，教授.

通讯作者：谢红波(1989—)，副教授，博士生导师，E-mail：xiehongbo＠dlut.edu.cn.

引文格式：张欣，李姗姗，任玉平，等.Mg合金中(111)孪晶的形成条件[J] .材料与冶金学报，2026，25(1)：60-69.(Zhang Xin，Li Shanshan，Ren Yuping，et al.Formation conditions for(111)twinning in Mg alloys[J] .Journal of Materials and Metallurgy，2026，25(1)：60-69.)