导读：镁（Mg）合金的延展性较差，原因是其非常尖锐的纹理源自有限的易激活滑移模式。虽然已经采用了一些策略来获得镁多晶体中的弱织构微结构，但在提高延展性的同时，强度通常会出现不期望的下降。在这里，我们通过精心设计的轧制/退火工艺，制造出了具有独特取向异质结构的稀 Mg-1Zn-1Sn-0.2Ca（重量百分比，ZTX110）合金，即均匀分布在传统基体织构中的非基体晶粒。取向异质结构显示出卓越的延展性，是基底的 1.5 倍。利用一系列互补的表征技术揭示了取向异质结构在多长度尺度上的变形行为。基底晶粒和非基底晶粒之间强烈的晶间相互作用通过触发非基底滑移改变了前者的变形行为。此外，取向异质结构还有利于防止宏观裂纹的形成和扩展，从而延缓塑性不稳定性并增强延展性。取向异质结构的强度改性取决于非基质晶粒的体积分数。取向异质结构的非基质晶粒含量为 32%，强度没有明显下降，实现了优异的强度-延展性组合。异质变形诱导（HDI）强化抵消了镁合金因纹理弱化而导致的强度损失。这些发现提供了一种引入分散非基体晶粒以改善镁合金机械性能的创新而可行的策略，并可推广到其他六方紧密堆积合金。

锻镁（Mg）合金是一种很有前途的减重结构材料，在运输和电子工业的轻量化应用中吸引了越来越多的关注。然而，与铝或钢相比，锻轧镁合金在室温下的强度相对较低，延展性较差，这是阻碍其广泛应用的一个长期障碍。

在过去几年中，人们专门设计了双峰晶粒或双相等构建异质结构的策略，以规避钢、铝和铜等金属材料在强度-电导率之间的权衡。异质结构中的强度-电导率协同作用是通过异质结构域之间机械不相容性引起的异质变形诱导硬化（HDI）或应变硬化来实现的。对于 HCP 结构的镁而言，不同滑移系统之间的强各向异性导致具有不同晶体学取向的晶粒之间出现机械不相容性。然而，很少有研究阐明这种机械不相容性如何影响机械行为，以及如何利用多晶镁的这种固有不相容性来提高强度和延展性。最关键的问题在于很难制造出同时包含基底（硬）和非基底（软）晶向晶粒的镁合金。

在不含稀土（RE）的镁合金中，热变形产生的强烈基底纹理很难在随后的退火过程中引入非基底取向晶粒。另一方面，对于弱纹理镁合金（如含 Mg-Zn-Ca、RE 的合金），溶质拖曳效应会促进非基底晶粒的生长，同时限制基底晶粒的生长，因此基底纹理成分一般难以保留。最近，一些研究成功地制造出了具有双纹理成分的镁合金，即晶粒的 c 轴平行于法线方向（ND）和垂直于法线方向（ND）。然而，当沿挤压或法线方向加载时，这两种纹理成分都处于基底滑移的硬取向。因此，制造同时包含软取向和硬取向晶粒的镁合金并揭示取向异质性如何影响机械响应至关重要。    

吉林大学材料科学与工程学院王慧远等人设计了一种新型 Mg-0.93Zn-1.04Sn-0.19Ca (wt. %, ZTX110) 取向异质结构合金，并通过控制轧制和退火制造了这种合金。该合金具有优异的强度-延展性组合，即取向异质结构的延展性是基底纹理合金的 1.5 倍，而强度没有明显降低。利用同步辐射 X 射线衍射、准原位电子反向散射衍射（EBSD）、数字图像相关（DIC）等一系列互补表征技术，揭示了取向异质结构在多长度尺度上的变形行为。本研究的目的是建立微观纹理与晶内/晶间变形行为之间的相关性，填补利用不同取向晶粒之间的相互作用改善镁合金机械性能的研究空白。

相关研究成果以“Understanding the deformation behaviours of Mg alloys with dispersed non-basal grain-embedded orientation heterostructures”发表在Acta Materialia上。    

链接： https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645424000806

表 1. 不同微观纹理样品的加工参数

图 1. (a) BT、(b) HT1 和 (c) HT2 样品的 EBSD 逆极图（IPF）；(0002) 和 (101?0) 极图，以及基极远离 ND 的倾斜角（φ）分布。(101?0)极点图和基底极点远离 ND 的倾斜角 (φ) 分布。(d, g) BT、(e, h) HT1 和 (f, i) HT2 样品    

图 2. 室温下沿 RD 测试的 BT、HT1 和 HT2 样品的典型拉伸工程应力-应变曲线。室温下沿 RD 测试的 BT、HT1 和 HT2 样品的典型拉伸工程应力-应变曲线

表 2. 室温下测试的 BT、HT1 和 HT2 样品的拉伸性能    

图 3. BT、HT1 和 HT2 样品在单轴拉伸过程中沿 RD 的准原位微观结构演变 (a, d, h) 初始；(b, e, i) ~3% 应变；(c, f, j) ~10% 应变；(g) 和 (k) ~17% 应变

图 4. BT、HT1 和 HT2 样品在单轴拉伸过程中沿 RD 的准原位（0002）纹理演变 (a, d, h) 初始；(b, e, i) ~3% 应变；(c, f, j) ~10% 应变；(g) 和 (k) ~17% 应变    

图5. BT (a) 和HT1 (b) 样品在10%拉伸应变后的同步加速器x射线衍射测量和拟合数据以及拟合数据与测量数据之间的强度差异。(c) 10%拉伸应变后 BT 和 HT1 样品的 、和型位错频率，(d) 总位错密度、、和型位错密度          

图 6. (a) BT、(d) HT1 和 (g) HT2 样品在初始应变（3%）和最终应变（BT 为 10%，HT1 和 HT2 为 17%）阶段的已识别滑移轨迹频率；(0002) 离散极点图。应变）和最终（BT 为 10%，HT1 和 HT2 为 17%）变形阶段的已识别滑移痕迹的频率；（0002）离散极点图 显示了（b-c）BT、HT1 和 HT2 样品在初始和最终变形阶段涉及不同类型滑移痕迹的晶粒取向。(b-c)BT、(e-f)HT1 和 (h-i) HT2 样品在初始和最终变形阶段涉及不同类型滑移痕迹的晶粒取向；(j) 在 17% 应变下，(j) HT1 和 (k) HT2 样品软/硬晶粒内已识别的滑移痕迹的频率    

图 7. (a) 从 HT1 样品中选取的感兴趣区域的 IPF 图，以及相应的 (b) 基底滑移的 SF 分布。(c、e、g）标量 GND 密度（单位 ?m -1 ）和（d、f、h）标量离散度（单位 rad ?m -2 密度（单位：rad ?m -2 ）

图 8. (a, g) 两个代表性晶粒簇的 IPF 图，(a) 选自 HT1 样品，(g) 选自 HT2 样品。b、h）和 10%拉伸应变（c、i）后两个晶粒簇的标量 GND 密度（单位：?m -1）图；3%（e、k）和 10%拉伸应变（f、l）后两个相关晶粒簇的相应标量离散密度（单位：rad ?m -2）图；（d、j）极点图（0002）中表示的晶体学取向    

图 9. (a, e, i) IPF 图、(b, c, f, g, j) SEM 图和 (d, h, k) (0002) 极点图显示了三对晶粒的滑移转移行为：(a-d) 软晶粒 29 和软晶粒 30，选自 HT2。(a-d)软晶粒 29 和软晶粒 30（选自 HT2 软晶粒 29 和软晶粒 30 显示基底-基底型滑移；（e-h）软晶粒 31 和硬晶粒 32 选自 HT1 软晶粒 31 和硬晶粒 32 显示基底-棱镜型滑移；(i-k) 选自 BT 样品的硬晶粒 33 和硬晶粒 34 显示基底-基底型滑移。BT 样品中的硬晶粒 33 和硬晶粒 34 显示基底-基底型滑移    

图 10. (a) BT、HT1 和 HT2 样品中不同转移滑移模式的频率。(b-d) BT、HT1 和 HT2 样品的 m' 系数与 BT、HT1 和 HT2 样品晶界取向偏差的关系

图 11. (a) BT、(b) HT1 和 (c) HT2 样品的晶界错向分布。(d) 在软-软、软-硬和硬-硬晶粒对中不同滑移传递模式的频率    

图 12. 显示软硬晶粒对在应变为 3% 和 8% 时不同类型晶粒对之间应变分布 (εxx) 演变的准原位 SEM-DIC 图：(a) IPF 图，(b, c) DIC 图，(d)  SFbasal 分布和 (e, f) SEM 图像；软-软晶粒对：(g) IPF 和 (h, i) DIC 图；硬-硬晶粒对：(j) IPF 和 (k, l) DIC 图

图 13. (a) 3% 拉伸变形后选定晶粒对的 EBSD-IPF 图和相应的 (b)SFbasal 图。(c) 使用 g = [101?0] 时软晶粒 41 的明场 TEM 图像。(d)、(e) 使用 g = [112?0] 和 g =[0002] 时软晶粒 42 的明场 TEM 图像 图 13. (a) 3% 拉伸变形后选定晶粒对的 EBSD-IPF 图和相应的 (b) SFbasal 图。变形。(c) 使用 g = [101?0] 时软晶粒 41 的明场 TEM 图像。(d)、(e) 使用 g = [112?0] 和 g = [0002] 时软晶粒 42 的明场 TEM 图像

图 14. (a) 显示 BT 样品断裂时 RD-TD 平面表面形态的低倍扫描电镜图像；(b) 5%拉伸应变后 BT 样品的放大扫描电镜图像，对应的 (c) IPF 和 (d) SF 基底图；(e) HT1 样品断裂时 RD-TD 平面上表面形貌的低倍扫描电镜图像；(f) 17%拉伸应变后 HT1 样品的放大扫描电镜图像    

图 15. (a) 感兴趣区域的 IPF 图，(b) 相应的 SFbasal 图，以及 (c) 10%拉伸应变后的 SEM 显微照片；（d）三个选定晶粒的 12 条可能轨迹的计算结果

表 3. 谷粒 48 的施密德因子计算值、谷粒 46 和 48 之间的 m'值、谷粒 47 和 48 之间的 m'值以及谷粒 48 的 Σm' 值、 以及晶粒 48 的 Σm' 值。(激活的滑移系统以蓝色标出，SF、 m'和 Σm' 的最高值用红色标出）

本研究设计并通过热轧和再结晶退火制造出了一种新型取向异质结构镁合金，该合金具有优异的强度和延展性组合。实验观察表明，延展性和强度的协同作用源于异质结构域之间的机械不相容性。基底晶粒和非基底晶粒之间的相互作用会影响晶粒内和晶粒间的变形行为。本研究的主要发现可归纳如下：            

(1)在所研究的合金中，软域和硬域比例设计合理的取向异质结构（3:7，HT1 样品）在强度和延展性方面表现出色：屈服强度、抗拉强度和延展性分别为 152MPa、234MPa 和 17.4%。我们的研究结果表明，取向异质结构具有优异的延展性，约为基底织构合金的 1.5 倍，同时强度没有明显降低。           

(2)HT1 样品的高延展性归因于基底（硬）晶粒和非基底（软）晶粒之间强烈的晶间相互作用，这有利于激活非基底滑移和更均匀的塑性变形。请注意，软晶粒首先变形，并在异质取向域之间产生应变梯度，从而促进相邻硬晶粒的非基底滑移活动。此外，软硬晶粒的均匀分布有利于局部应变在块状样品中的均匀分散，从而延缓塑性不稳定性，防止宏观裂纹的形成和扩展。         

(3)HT1 样品的屈服强度没有下降，这也源于取向异质结构，它可以在屈服过程中提供更高的 HDI 强度，抵消纹理弱化引起的软化效应。此外，软硬界面有效促进了位错的产生和增殖，提高了加工硬化能力，使 HT1 样品获得了更高的抗拉强度。取向异质结构的强度改变取决于软晶粒的体积分数。软晶粒比例越高，晶间相互作用越弱，对 HDI 强化和加工硬化的贡献越小。