导读: 本研究有助于了解镁合金的晶界（GB）迁移机制，为通过GB工程设计变形镁合金提供依据。变形过程中，晶界位错运动直接影响晶界塑性行为，从而影响金属材料的力学性能。位错和<c+a>位错作为变形镁合金中常见的缺陷，在室温下对GB迁移的具体作用尚不清楚。这项工作通过实验观察和原子模拟系统地调查和回答了这个科学问题。采用室温下多轴压缩的方法制备了AZ80镁合金高密度锯齿形GB。在原子尺度上，界面位错的整体滑移导致GB迁移，而GB可以保持不变。相邻位错和<c+a>位错的滑移和互锁引起的局部偏移速率不同，导致GB阶跃，从而在变形过程中形成锯齿状GB。GB的基底锥体锁阻止了本地GB的连续迁移。建立了一种新的基底-锥体锁模型，给出了部分< a>位错和<c+ a>位错稳定联锁的判据。实验结果与原子模拟结果在原子尺度上吻合较好，原子模拟可以解释实验中观察到的GB结构变化。

晶界（GB）是多晶材料中不同晶粒之间形成的几何必要界面，影响力学性能，如强度、延展性、蠕变和断裂。晶界可以通过滑动和迁移调节微应变来适应宏观材料的塑性变形。晶界滑动通常被认为是晶界的切向位移，而晶界迁移是晶界的法向位移。从科学理论的角度来看，作为固有塑性变形模式的晶界迁移影响着各种后续塑性机制，如晶粒起齿、再结晶和晶粒长大。对于工业应用来说，由晶界迁移引起的起齿晶界被认为可以阻碍裂纹扩展并提高蠕变抗性。

早期关于晶界迁移的研究主要围绕经典的应变诱导晶界迁移（SIBM）理论展开，该理论认为变形过程中相邻晶粒非均匀位错密度引起的能量储存差异驱动了晶界迁移。然而，Son等人（2020）的一项实验研究表明，由于GB迁移时的能量储存差异作用较小，对于AZ31镁合金的GB迁移来说，GB位错运动的影响要大于能量储存差异。

镁（Mg）合金作为HCP结构金属的代表因其密度低、比强度高和一系列优点而受到越来越多的关注。通过了解晶界迁移实现晶界设计可以为制造高性能镁合金提供启示。由于高温下晶界的不稳定性，在热变形过程中很难控制起齿晶界的比例。此外，由于动态再结晶（DRX）和动态回复（DRV）等软化机制的存在，热变形后镁合金的强度受到限制。为了实现镁合金的更高强度，应考虑常温下的变形过程。

在这项工作中，哈尔滨工业大学袁林教授团队选择了工业常用的AZ80镁合金，并在室温下对块状AZ80样品进行多轴压缩，主要在原子尺度上讨论、分析和建模了变形合金中平坦和起齿晶界段的<a>和<c+a>位错的塑性行为，研究了<a>和<c+a>位错对常温下普通商用AZ80镁合金中晶界迁移的作用。在原子尺度上，实验和原子模拟显示出很好的一致性，有助于理解镁合金中室温晶界迁移机制。

相关研究成果以“Role of <a> and <c+a> dislocations on the room-temperature grain boundary migration in a deformed Mg alloy”发表在International Journal of Plasticity上

链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0749641923003467

图1多轴压缩过程示意图

对热挤压AZ80 (Mg-8.46Al-0.66Zn-0.23Mn, wt%)棒材进行420℃24h固溶处理，可以减少挤压合金中的第二相，消除残余位错。试样在室温下进行9道次多轴压缩第一道次的压缩轴平行于挤压方向(ED)，指定为x轴(垂直于平面A)，按x-y-z-x顺序进行压缩…，即对于压缩平面A-B-C-A…，共进行3次循环压缩，如图1所示。

通过模拟，得到不同倾斜角度的双晶界面在原子模拟中表现出不同的发射行为。

如图2b所示，其中倾斜轴为x轴，方向为[12°10])。具体参数如表1所示。得到的[12?10] ATGB双晶Mg含有约1708875个原子，尺寸(x × y × z)为240 ? ×399 ? ×410 ?， x轴、y轴和z轴的取向分别为[12?10] 、[101?0]和[0001]。

图2 [12′10]ATGB双晶Mg的双晶模型和取向旋转示意图: (a)[12′10]ATGB双晶Mg的双晶模型，(b)[12′10]ATGB双晶Mg的取向旋转

表1 [1210] ATGB双晶Mg模型的旋转角度和晶面折射率参数

图3

图3a和b为多轴压缩前初始合金的晶粒。SEM和逆极图(IPF)表明，挤压后的合金晶粒粗大，具有广泛的扁平GB，高温热处理后几乎看不到第二相。图3b的粒度统计图显示，平均粒度约为65 μm(图3c)。图3d统计了图3b的大角度GB (hagb, GB偏差>10°)的GB偏差，其比例为98%。

图S2 (a-d)为初始合金从微观尺度到纳米尺度的GBs HAADF-STEM观测结果，表明基体中元素分布均匀。所有其他合金元素不会导致GB偏析。

经过多轴压缩后，在三个区域的IPF图中，几乎所有的GB都存在曲率，如图4a、c和e所示。观察三个区域的目的是为了说明GB形状的变化不是局部的或偶然的。

图4 变形AZ80镁合金三个区域的IPF图和相应的GB错向分布图 (a)1区IPF图和(b) 1区GB错向分布图，(c) 2区IPF图和(d) 2区GB错向分布图 (e) 3区IPF图和(f) 3区GB错向分布图。白色箭头表示锯齿状的GB

图5 (a)和(b)是锯齿状GB在不同操作向量下的亮场TEM图像 (b)和(d)是平面GB在不同操作向量下的亮场TEM图像

图6 [0110]区域轴下的扁平和锯齿状GB的WBDF图像和相应的极图 (a) g=[0002]和(b) g=[2110]下的扁平GB， (c) g=[0002]和(d) g=[2110]下的锯齿状GB。图6(a-d)右上角为对应的g向量，右下角为CrysTBox软件提供的极点图(平面)。红色和绿色箭头分别标记滑移和<c+a>滑移。

图7 平面GB的TEM和HRTEM观测 (a)亮场TEM图像和对应的晶粒SAED图案，红框表示选择用于HRTEM观测的5个区域， (b-f)图7a中5个区域的HRTEM图像(红框)，在[21—1—0]区轴下观测。橙色虚线表示图7(b-f)中的GB段

图8 锯齿状GB的TEM和HRTEM观测 (a)晶粒的亮场TEM图像和对应的SAED图案，红框表示选择用于HRTEM观测的5个区域，(b-f)图8a中5个区域的HRTEM图像(红框)，在[21—1—0] 区轴下观测。橙色虚线表示图8(b-f)中的GB段

图9 锯齿状GB位错的TEM和HRTEM观察 (a) 亮场TEM图像，(b) 图9a中红框的HRTEM图像，在 [21—1—0] 带轴下观察到上部晶粒，插图为相应的FFT图像，(c) 图9b中红框的部分放大图像，(d) 图9d的基本滑移方向的IFFT图像，(e) 图9d的部分放大图像，(f)图9f的锥体滑移方向的IFFT图像。边缘位错在图9(d-g)中用红色和黄色标记。

图10. 双晶Mg模型中几种ATGB在剪切载荷下的GB迁移行为 (303—1)/(505—1)ATGB在应变(a1) 0、(a2) 0.2和(b)对应的迁移图，(202′7)/(101′3)ATGB在应变(c1) 0、(c2) 0.2和(d)对应的迁移图，(404—5)/(101—1)ATGB在应变(e1) 0、(e2) 0.1、(e3) 0.2和(f)对应的迁移图。黄色虚线表示图10a2、图10c2和图10e3中的初始GB。灰色虚线表示图10b、图10d和图10f中的初始晶界

图11. 位错滑移前导部分的Burgers电路分析(用黄色箭头表示）(a) <a>基底滑移，(b)和(c)锥体I <c+a>滑移。

图13. AZ80合金室温多轴压缩三道次后的位错分析(a)[0001]区轴下晶粒的亮场TEM图像(b)图13a的SAED图和观测面原理图，(c)HADDF-STEM图像，(d)HRTEM图像。图13d中黄色框处存在晶格畸变。

图15 (a) 变形后AZ80合金HAGB的HRTEM图像，(b) 图15a中上部晶粒的FFT图像，(b)图15a中红框区域滑移基底方向的IFFT图像，(d) (30-31)/(50-51) ATGB迁移的原子结构。在图15c和d中，边缘位错用红色标记。

本研究通过实验观察和MD模拟，在原子尺度上讨论、分析和建模了变形合金中平坦和起齿晶界段的<a>和<c+a>位错的塑性行为，探究了室温下<a>和<c+a>位错对晶界迁移的作用。主要成果如下：

(1)设计的多轴压缩能得到广泛的锯齿状晶界，这直接说明了室温下晶界迁移的发生。为镁合金高密度锯齿形晶界的设计提供了一种有效的多轴压缩工艺。

(2)在室温下, <c+a>滑移比<a>滑移更难激活

(3)多轴压缩和变形早期位错的引入促进了Mg合金<c+a>位错在室温下的激活。

(4)在原子尺度上，对于基面(0001)与晶界面夹角接近90°的晶粒，界面位错的整体滑移导致晶界迁移，而晶界保持扁平。

(5)建立了一种新的基底-锥体锁模型，给出了部分< a >位错和<c+ a >位错在晶界处稳定互锁的判据。