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导读：镁（Mg）及其合金在室温下通常表现出相对较低的强度和较差的延展性，这是由于它们的各向异性密排六方（HCP）晶体结构提供了数量有限的独立滑移系。本文通过调整主导变形机制可在块状多晶纯镁中实现强度和延展性的独特组合。本研究成功地获得了具有宽范围平均晶粒尺寸的完全再结晶的纯Mg试样，其最小晶粒尺寸为650 nm，并且系统地阐明了室温下与晶粒尺寸有关的机械性能和变形机理。变形孪晶和基面滑移控制了常规粗大晶粒区域的塑性变形。但当晶粒尺寸减小到几微米时，孪晶被抑制。晶界调节塑性，即晶界滑动在平均晶粒尺寸小于1μm的超细晶粒（UFG）样品中占主导地位。变形机制的转变导致拉伸延伸率显着增加，并打破了Hall-Petch模型。通过精细的微观结构观察和理论计算已定量证实，强度和延展性的变化是由激活不同变形机制的明显晶粒尺寸依赖性的临界切应力引起的。

作为密度最轻的结构金属，密度约为1.74 g/ cm3，Mg及其合金越来越多地用作汽车和航空航天工业的结构部件，以减轻重量并提高燃油效率。另一方面，与其他广泛使用的金属如铁和铝相比，Mg具有相对较低的强度，有限的延展性和较差的冷加工性。镁具有六方密堆积（HCP）晶体结构，仅具有一个密堆积平面（基面），从而导致不同滑移系统的临界分切应力（CRSS）具有高度的各向异性。在非镁基单晶体系中，非基面滑移体系（棱晶形）在室温下的CRSS值比基面滑移体系的CRSS值高两个数量级。CRSS中如此极端的塑性各向异性使得非基面滑移很难激活。但是，基面滑移体系本身不能满足von-Mises准则，该准则要求五个独立的滑移体系才能在多晶体中成功进行塑性变形，从而导致较差的冷加工性以及镁的明显的机械各向异性。变形孪晶是另一个重要的变形机制，可以提供沿HCP晶体结构 c轴的变形分量，与Mg的位错滑移竞争。{10-12}生长孪晶在Mg和Mg合金中很容易被激活，因为与非基面滑移和其他孪晶系统相比，它的CRSS相对较低。此外，据报道，即使在相对较低的温度下，晶界介导的塑性（例如晶界滑移（GBS）和晶粒旋转）也可能导致细晶镁合金的塑性变形。

本文认为应存在一些内部参数（例如晶粒尺寸）和外部参数（例如温度和应变率）可以调节各种变形机制的活动，从而控制多晶镁的整体力学性能。最近文献表明，通过改变平均晶粒尺寸（d）或晶体尺寸，可以控制具有HCP结构的金属的主要变形机制。例如，Yu等报道了在微压缩或纳米压缩试验中，Ti-5at.％Al单晶中的变形孪晶具有很强的晶体尺寸效应。他们发现，随着样品（晶体）尺寸减小至1μm，变形孪晶所需的应力急剧增加，在此之下，变形孪晶被位错滑移完全取代。Yu等还使用具有不同尺寸的镁单晶在TEM中进行了原位拉伸试验。结果表明，除了典型的“变小，变强”趋势外，尺寸极小（横截面约为100 nm×100 nm）的样品在破坏前表现出明显更大的塑性应变，这被认为是由于各种滑动系统之间CRSS各向异性的降低。结果，Burgers矢量中具有成分的异常滑动系统被明显激活，从而产生较大的延展性。值得注意的是，在该单晶试样中没有晶界。对于多晶试样，尤其是具有超细晶粒（UFG，d ＜1μm）和纳米晶（NC，d＜100nm）微结构的试样，由于晶界分数大大增加，情况可能有所不同。

UFG Mg块状合金已经通过多种严重的塑性变形方法成功制造，例如多轴锻造工艺和交替双轴反向起皱工艺，并实现了显着增强的机械性能。然而，由于在高温下加工过程中明显的回复、再结晶和晶粒长大，因此将再结晶的纯Mg细化至亚微米级仍具有挑战性。

在无污染的块状多晶纯镁中，在室温下晶粒尺寸（从几十微米到亚微米级）对变形行为的影响尚未进行系统的实验。主要挑战之一是镁的可成形性差，这使得很难在晶粒细化过程中对镁施加较大的塑性应变而不会破裂。另外，Mg的熔化温度低（650℃）。结果，与其他金属相比，通过退火热处理控制Mg的晶粒尺寸受到很大限制。但是，本文通过高压扭转法（HPT）进行了严重的塑性变形，成功地将商品镁合金（ZKX600：Mg-6.2％Zn-0.5％Zr-0.2％Ca，质量分数）的平均晶粒度降低至100 nm。此外，通过HPT之后的快速退火处理，可以在合金中制备平均晶粒尺寸为0.77μm至23.3μm的完全再结晶的显微组织。尽管由于增强了回复、再结晶或/和晶粒长大，纯镁的最小晶粒尺寸应比镁合金的最小晶粒尺寸大，但本文的初步结果和先前的文献证明有可能通过细化纯镁的晶粒尺寸降至亚微米级。

基于此，北京航空航天大学与日本京都大学、大阪大学以及日本国立材料研究所的研究人员尝试通过HPT和随后的退火处理来制备具有各种平均晶粒尺寸的试样。然后，使用单轴拉伸测试进行了全面的机械性能测试，并仔细观察了样品的拉伸变形微观结构，系统地研究晶粒尺寸对纯镁的变形行为的影响。研究发现，室温下屈服强度、拉伸延伸率和Hall-Petch关系受晶粒尺寸的强烈影响，而晶粒尺寸与主导变形机制的转变有关。以上成果以“Transition of dominant deformation mode in bulkpolycrystalline pure Mg by ultra-grain refinement down to sub-micrometer”为题发表在金属顶刊《Acta materialia》期刊上。

论文链接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.07.055

通过HPT并进行退火处理，成功地制造了具有完全再结晶微结构且平均晶粒尺寸范围从0.65μm至59.7μm的大块无污染多晶纯Mg试样。值得注意的是，0.65μm的晶粒尺寸是有史以来所报告的以完全再结晶状态的纯Mg的最小晶粒尺寸。图1显示了在室温下经过1800°旋转（旋转5圈）处理的HPT样品的TEM亮场（BF）和相应的暗场（DF）图。微观结构几乎被等轴晶粒所覆盖，平均晶粒尺寸约为0.5μm。在大多数晶粒中观察到保留的位错结构，同时还发现了一些在HPT过程中动态形成的完全再结晶的晶粒。

图1.经HPT处理的样品的TEM图（d = 0.50μm）。（a）明场TEM图显示等轴和无位错的重结晶晶粒以及包括大量位错的晶粒的混合物。选区电子衍射（SAED）。（b）相应的暗场TEM图。

图2.几种代表性样品的EBSD IPF（上排）和GB（下排）图显示了具有不同平均晶粒尺寸的完全再结晶的微观结构。（a，b）UFG试样，平均晶粒尺寸为0.65μm（HPT 1800o + 100oC退火1分钟）。（c，d）平均晶粒尺寸为2.46μm的细晶粒试样（HPT1800o +250 oC退火1分钟）。（e，f）粗晶粒试样，平均晶粒尺寸为7.27μm（HPT1800o +300 oC退火60分钟）。（g，h）粗晶粒试样，平均晶粒尺寸为59.7μm（HPT1800o +450 oC退火60分钟）。IPF图中的颜色表示平行于法向的晶体学方向。GB图中的蓝线和绿线分别对应于取向大15o的高角度晶界（HAGB）和取向为2o与15o之间的低角度晶界（LAGB）。

图3.完全再结晶的UFG样品的TEM图（d = 0.65μm）。（a）BF-TEM图显示出干净且等轴的晶粒。（b）相应的DF-TEM图。

图2是不同晶粒尺寸纯Mg样品在室温准静态拉伸条件下获得的应力-应变曲线。如图所示，随着晶粒尺寸的降低，材料的强度和塑性同步提高。平均晶粒尺寸为1.57μm的样品具有最高的屈服强度和较好的延伸率（25%以上）。进一步细化晶粒，反而会导致材料的软化。特别地，超细晶样品（d=0.65μm）的屈服强度和抗拉强度仅为87MPa和135MPa，但是其断裂延伸率高达60%以上，这是常规粗晶纯Mg样品的6倍！

图4.通过室温拉伸试验不同平均晶粒尺寸的纯Mg试样的名义应力-应变曲线。

变形孪晶主导了常规粗晶粒试样的塑性变形，导致低屈服强度，强加工硬化性和有限的延展性。当晶粒尺寸细化至3-4μm时，变形孪晶得到了显着抑制，并且具有 Burgers矢量的非基底位错滑移系统被激活。GBS还部分地导致了塑性变形，这导致了Hall-Petch关系的负偏差和拉伸延展率的增加。

图5.具有不同平均晶粒尺寸的纯Mg的屈服强度和总延伸率的晶粒尺寸依赖性。 （a）屈服强度是平均晶粒尺寸的平方根的倒数的函数。屈服强度在粗晶粒区域（区域I）遵循典型的Hall-Petch关系，然后在细颗粒区域（区域II）产生Hall-Petch斜率负偏角，最终晶粒细化表现出反Hall-Petch关系（区域III）。（c）将总延伸率绘制为平均晶粒尺寸的平方根的倒数。总延伸率随着区域I的晶粒尺寸减小而几乎呈线性增加，然后在区域II中保持几乎恒定，在区域III中急剧增加。

图6.在具有不同平均晶粒尺寸的试样中，在不同拉伸应变下的孪晶面积分数对应于图5中所示的区域I，II和III。该图显示了变形孪晶的晶粒尺寸依赖性。

图7.细晶粒试样拉伸变形后的变形微观结构（d = 2.46μm）。（a）和（b）分别是应变为0.05和0.20时的SEM图，显示出在晶界处大量的滑移痕迹（由黄色箭头指示）和划定的FIB线的偏移（由红色箭头指示）。（c）在观察到的应变为0.05的典型晶粒的BF-TEM图，显示大量位错与红色虚线所示的基底痕迹平行排列。黄色箭头指示一些偏离基底痕迹的位错段。（d）在两个光束条件下（g = 0002）获得的相同晶粒的BF-TEM图。

GBS决定了UFG样品的塑性变形具有亚微米级的晶粒尺寸，这导致其在准静态下软化（逆霍尔效应），并在应变率为8.3×10-4 s-1下具有超大的室温拉伸延伸率，最高可达0.65（65％）。块状多晶纯Mg中晶粒细化的主要变形机制的转变可以用该模型一致地解释，该模型显示出临界剪切应力对于不同变形模型（位错滑移，变形孪晶和 GBS）。

图8. UFG试样拉伸变形后的变形微观结构（d = 0.65μm）。（a-d）是相同试样表面分别在0.10（a，b）和0.30（c，d）应变下的SEM图，显示出在晶界处的划线有明显偏移（由红色箭头指示）。（e，f）在断裂表面附近获得的拉伸断裂后UFG试样的EBSD-GB图和BF-TEM图分别显示等轴晶粒和低位错密度。对于所有图像，拉伸方向平行于水平方向。

图9.具有不同晶粒尺寸的代表性试样的应变率跳跃测试结果。（a）通过应变率跳跃测试获得的真实应力-真实应变曲线。σ-ε曲线上的阶跃表明应变速率在8.3×10-4s-1和8.3×10-3 s-1之间跳跃而引起的流应力σ的变化。（b）应变率敏感性（m）和活化体积（V *）随平均晶粒尺寸的变化。

图10.纯Mg{10-12}形变孪晶、各种位错滑移体系和GB临界剪切应力的晶粒尺寸依赖性。这些变形机制表现出不同的晶粒尺寸依赖性，从而导致两个临界晶粒尺寸，dC1 = 3.2μm和dC2 = 0.9μm。当d> dC1时，塑性变形主要由变形孪晶主导。当d d> dC2时，会出现一个过渡区域，其中几个变形机制将同时作用。

综上所述，用于实现纯Mg的主要变形机制转变的临界晶粒尺寸比其他报道的要大得多，这将有可能设计出坚固而易延展的Mg合金，以供将来的实际应用。

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