Mg具備密度低、儲量大以及環(huán)境友好的特點,在結構材料的輕量化等領域具有廣闊的應用前景[1]。然而,作為hcp結構金屬,Mg在室溫下可開動的獨立滑移系少,難以滿足馮?米塞斯準則(Von Mises criterion),造成其室溫成形能力差[2]。此外,相比于鋼鐵和鋁合金,鎂合金在變形過程中各向異性明顯且合金強度低、塑性差,嚴重限制了其工程應用[3,4]。通常,合金化[5,6]和晶粒細化[7,8]被認為是提高鎂合金力學性能的有效途徑。然而,對于時效析出鎂合金,其析出相尺寸較大、數(shù)量密度低且取向單一[9],因此時效硬化響應緩慢且硬化效率低[5,9]。值得注意的是,鎂合金的Hall-Petch斜率較大,細晶強化具有明顯優(yōu)勢[10,11]。鑒于此,通過熱機械加工細化微觀結構對強化鎂合金和拓寬其應用具有重要意義。

近年來的研究[12~16]表明,具有異質結構的金屬與合金往往表現(xiàn)出比其均勻微觀結構更優(yōu)異的力學性能。例如,Wu等[17]采用異步軋制工藝制備了由較硬回復組織層和較軟再結晶組織層組成的層狀異構純Ti板材,力學測試結果表明,這種層狀異構在變形過程中軟硬組織可相互協(xié)調變形,并誘發(fā)高的背應力強化和加工硬化率,從而獲得優(yōu)良的強塑性匹配。層狀異構具有優(yōu)越的強塑性匹配這一現(xiàn)象也在無間隙原子(IF)鋼[18]和高錳鋼[19]中得到證實。

對鎂合金而言,晶粒尺寸[20]和異質結構[21~24]對變形機制和力學行為有顯著影響。Zheng等[25,26]采用大塑性變形工藝制備了不同晶粒尺寸的完全再結晶塊體Mg-Zn-Zr-Ca合金樣品,發(fā)現(xiàn)孿生和基面<a>滑移在粗晶樣品中作為主要變形機制,但隨著晶粒尺寸的減小,錐面<c + a>滑移逐漸占據(jù)主導地位。Xu等[21]發(fā)現(xiàn),Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在變形過程中非基面<a>滑移和基面<a>滑移分別在回復組織和再結晶組織中激活,可有效緩解局部應力集中現(xiàn)象,從而表現(xiàn)出良好的強塑性匹配。可見,充分利用鎂合金變形機制對微觀組織的強烈依賴性,設計調控異質結構特性,是實現(xiàn)鎂合金性能優(yōu)化的一種有效而可行的途徑。

本工作以Mg-3Gd (質量分數(shù),%)為研究對象,采用累積疊軋(accumulative roll-bonding,ARB)和退火相結合的工藝,通過調控回復和再結晶的體積分數(shù)及組織形貌,分別制備了異構樣品和均勻組織樣品,異構樣品是由回復組織層和再結晶組織層交替組成的層狀異構樣品,均勻組織樣品是晶粒尺寸不同的均勻等軸再結晶結構樣品,對比分析這2類樣品的力學行為和變形機制,揭示層狀異構樣品能夠填補均勻等軸晶結構樣品在強塑性匹配上的不足,以期為異質結構鎂合金的微觀結構設計和宏觀性能調控提供新的指導。

實驗材料為Mg-3Gd合金熱軋退火板材,線切割加工制得尺寸為70 mm × 25 mm × 1 mm的初始薄板試樣。采用ARB工藝對初始薄板試樣進行兩道次軋制,試樣在每道次變形前進行400℃保溫8 min的預熱處理,總變形壓下量為75%[27]。為保證ARB疊層間潔凈,在每道次軋制前進行表面機械拋光處理[28]。經290~550℃系列溫度1 h退火后,Mg-3Gd樣品的微觀結構可分為2類：(1) 290和300℃退火樣品的微觀組織為部分再結晶的層狀異構,由層狀分布的回復區(qū)和再結晶區(qū)組成,回復區(qū)包含亞微米到納米尺度的位錯結構和孿晶結構,而再結晶區(qū)由微米尺度的再結晶晶粒組成；對回復區(qū)組織,測定了包含位錯界面和孿晶界面的平均尺寸,對再結晶區(qū)組織,測定了平均再結晶晶粒尺寸,經回復區(qū)和再結晶區(qū)的體積分數(shù)加權計算,得到290和300℃退火樣品的等效平均晶粒尺寸分別為1.3和2.5 μm；(2) 310~550℃退火樣品的微觀組織為均勻等軸再結晶組織,平均晶粒尺寸為3.3~114 μm[20]。將厚度為1 mm的ARB薄板沿軋制方向(RD)切取拉伸試樣,其中試樣的標距段長為13 mm、寬為5 mm,利用AGX.50型拉伸機進行室溫拉伸實驗,采用高精度光學引伸計實時測量應變,應變速率控制在10-4 s-1。采用機械拋光結合電解拋光的方法制備電子背散射衍射(EBSD)樣品；透射電子顯微鏡(TEM)樣品的制備采用Gatan PIPS 691型離子減薄儀。微觀結構的分析和表征采用配備EBSD的AURIGA雙束掃描電子顯微鏡(SEM)和JEM 2100型TEM。

ARB變形Mg-3Gd合金微觀組織的TEM像如圖1a和c所示。可以看出,經過ARB變形后,Mg-3Gd樣品的微觀組織已經得到明顯細化,但微觀結構并不均勻,有的區(qū)域為層狀結構(lamellar structure),主要由與軋制方向近似平行的層狀界面(LBs)和層狀內部的位錯界面組成；有的區(qū)域為復雜孿晶結構(twin block),主要由孿晶界面及其內部的層錯組成。圖1a和b分別為層狀結構的TEM像和結構示意圖,層狀界面(圖1b中白虛線)的平均間距約為200 nm,層狀內部的小角度位錯界面(圖1b中黃虛線)橫向連接層狀界面。這種層狀結構與高應變變形鋁合金中的層狀位錯結構類似[29~31]。圖1c和d分別為孿晶結構的TEM像和結構示意圖(基于文獻[27]報道的實驗結果)。可以看出,孿晶結構區(qū)域主要由大量亞微米到納米尺度的孿晶片層(TBs)構成,孿晶片層內有大量層錯(SFs),區(qū)域內也有小角度位錯界面(LABs)存在。圖1d中插圖為孿晶結構區(qū)域內Mg基體和孿晶T1的電子衍射花樣。

圖2所示為經290℃部分再結晶退火形成的層狀異構Mg-3Gd樣品的微觀組織。圖2a和b分別SEM像和EBSD像。可以看出,經290℃退火1 h樣品的局部區(qū)域發(fā)生了再結晶,其微觀結構主要包含部分再結晶區(qū)(recrystallized zone)和回復區(qū)(recovered zone)。從圖2a可以看出,再結晶區(qū)和回復區(qū)沿RD呈帶狀或層狀平行分布,其中襯度均勻且細小的再結晶晶粒清晰可見。從圖2b可以看出,再結晶區(qū)主要由取向較為隨機的再結晶晶粒組成,而回復區(qū)仍含有大量的小角度晶界(白色界面)。圖2c和d為層狀異構樣品的TEM像。可以看出,大量的再結晶晶粒沿RD鑲嵌于回復基體內部,而回復區(qū)域的襯度則較為復雜,仍呈現(xiàn)高位錯密度的變形組織特征。統(tǒng)計結果顯示,再結晶晶粒的平均晶粒尺寸為2.4 μm,再結晶區(qū)和回復區(qū)的體積分數(shù)分別為47%和53%。綜上可知,ARB樣品經適當?shù)臒崽幚砉に?可形成回復層和再結晶層相間的層狀異構。

圖3給出了不同微觀結構Mg-3Gd合金的應力-應變曲線和加工硬化率曲線,包括ARB變形態(tài)樣品、層狀異構樣品(Hetero)和均勻再結晶結構樣品(Homo)。從圖3a可以看出,ARB變形樣品的強度高、塑性差；而均勻粗晶再結晶樣品(114 μm)的強度低,延伸率約為15%。隨著晶粒的細化,細晶均勻結構樣品的強度和延伸率得到同步提升,且應力-應變曲線表現(xiàn)出由粗晶樣品(114和12.5 μm)的連續(xù)流變(應力-應變曲線連續(xù)變化,無應力突然下降的屈服點現(xiàn)象)向細晶樣品(5.0和3.3 μm)的不連續(xù)流變(有屈服點現(xiàn)象)轉變。比如,平均晶粒尺寸為3.3 μm的細晶樣品的屈服強度達173 MPa,延伸率達37%,其應力-應變曲線表現(xiàn)出屈服點現(xiàn)象和隨后明顯的加工硬化現(xiàn)象。值得注意的是,當層狀異構形成時(伴隨著等效晶粒尺寸的進一步減小),其屈服強度相比于細晶均勻結構樣品進一步提升,且保持良好的延伸率(大于20%)。圖3b~d分別為Mg-3Gd合金的真應力-真應變曲線、加工硬化率和真應變、以及加工硬化率和真應力的關系曲線。如圖3c所示,粗晶均勻再結晶結構樣品在變形初期階段表現(xiàn)出很高的加工硬化能力,但隨著應變的增加,加工硬化率快速降低。這是因為,粗晶樣品在變形早期容易誘發(fā)孿生,從而提高加工硬化率[10]。然而,細晶樣品在經歷變形初期的加工硬化率降低后迅速回升,并在隨后的整個變形過程始終穩(wěn)定在較高水平。此外,如圖3d所示,隨真應力增加,ARB變形樣品和粗晶均勻結構樣品的加工硬化率快速降低,細晶均勻結構樣品的加工硬化率介于2者之間；在同等真應力條件下,層狀異構樣品的加工硬化率最高。

圖4總結了不同晶粒尺寸Mg-3Gd合金的屈服強度與均勻延伸率的關系。可以看出,ARB變形態(tài)Mg-3Gd樣品(平均晶粒尺寸為0.15 μm)的屈服強度最高；平均晶粒尺寸為114 μm的粗晶樣品的強度最低,均勻延伸率約為12%。隨著晶粒尺寸的降低,細晶均勻結構Mg-3Gd樣品(Homo)的強度逐漸趨于穩(wěn)定且均勻延伸率達到峰值。需要指出的是,在細晶均勻結構樣品和變形態(tài)樣品之間可以看到明顯的性能空白區(qū)域,即力學性能趨于變形樣品高強低塑區(qū)和細晶樣品低強高塑區(qū)之間的空白。這說明,在微米晶或納米晶尺度范圍內,常規(guī)晶粒尺寸均勻結構調控策略似乎很難進一步優(yōu)化綜合力學性能。然而,層狀異構Mg-3Gd樣品(Hetero)可以實現(xiàn)強塑性的良好匹配。如圖4所示,進一步降低平均晶粒尺寸(小于3.3 μm),層狀異構開始形成,且層狀異構樣品在強度繼續(xù)提高的同時,保持較好的均勻延伸率。很明顯,Mg-3Gd樣品展現(xiàn)出了不同于常規(guī)強塑性平衡關系的反C曲線。

鑒于層狀異構材料的優(yōu)良力學性能,了解層狀異構鎂合金的微觀結構形成機制,特別是從變形組織到層狀異構的演化過程,對指導設計高性能鎂合金至關重要。盡管層狀異構在結構金屬材料中已有報道,例如：Ti[17]、IF鋼[18]和Fe-Mn鋼[19]等,但其微觀結構的形成機制仍然存在爭議[12,13]。特別對于hcp結構金屬,滑移和孿生在變形過程中往往同步激發(fā)且交互作用明顯,其表現(xiàn)為微觀結構的細化效率提高,但通常導致變形組織的局部不均勻[6,27]。通過TEM觀察結果可知,變形態(tài)Mg-3Gd樣品的微觀結構主要包含層狀結構和復雜孿晶結構。統(tǒng)計結果顯示,2種結構的體積分數(shù)和片層厚度各不相同。這意味著,變形樣品在不同結構處的儲存能存在差異,而后續(xù)退火處理可導致再結晶晶粒的局部優(yōu)先形核和長大。因此,這種變形結構的不均勻被認為是層狀異構形成的主要原因之一。

研究[12~14]表明,層狀異構的形成有利于材料力學性能的提高,因此針對層狀異構材料的力學行為和變形機制的研究具有重要的意義。本工作結合ARB變形和系列退火工藝,制備了層狀異構Mg-3Gd鎂合金,對比了層狀異構和均勻等軸晶結構鎂合金樣品的力學性能。研究結果表明,層狀異構樣品在具備高強度的同時,延伸率可媲美均勻等軸晶結構樣品。

作為對比,圖5給出了不同微觀結構商用AZ31 (Mg-3Al-1Zn)鎂合金的力學性能結果(基于文獻[24]報道的實驗結果)。其中,AZ31樣品采用ARB及系列退火工藝制備,其微觀結構包含類似于Mg-3Gd合金的層狀異構和均勻等軸晶結構。可以看到,隨著晶粒尺寸的降低,均勻等軸晶結構AZ31樣品(Homo)的強度逐漸趨于穩(wěn)定且均勻延伸率達到峰值；進一步降低晶粒尺寸,層狀異構(Hetero)開始形成,且層狀異構樣品在強度繼續(xù)提高的同時,保持較高的均勻延伸率。很明顯,AZ31樣品表現(xiàn)出共性于Mg-3Gd樣品的反C型強塑性平衡關系。

此外,與晶粒尺寸為3.3 μm的均勻細晶樣品出現(xiàn)不連續(xù)屈服不同,層狀異構樣品雖然微觀組織更細小卻表現(xiàn)出連續(xù)流變行為,這種連續(xù)流變行為對材料的成形加工是有利的。一般來說,對于fcc和bcc結構金屬[29,32,33],超細晶樣品往往展現(xiàn)出不連續(xù)的加工硬化行為,其表現(xiàn)為屈服點現(xiàn)象的產生,這是因為超細晶樣品中的初始可動位錯密度低,從而需要更高的應力來激活位錯源[29]。而對于層狀異構樣品,當回復區(qū)體積分數(shù)較大時,足夠的位錯源或大量殘留位錯在變形初期由回復區(qū)激發(fā),從而表現(xiàn)為連續(xù)的加工硬化行為或屈服點現(xiàn)象的消失。

鎂合金室溫變形時最易啟動的滑移系是基面<a>滑移,這是因為激活基面<a>滑移所需的臨界分切應力相比非基面滑移要低[1]。然而,基面<a>滑移只能提供2個獨立滑移系,不能滿足Von Mises準則,因此鎂合金室溫下的均勻塑性變形能力差。為了提高鎂合金的塑性變形能力,非基面滑移系的激活,尤其是錐面<c + a>滑移的開動至關重要[3,34]。最新的研究結果[20,25]表明,有效的微觀結構設計策略可對錐面<c + a>滑移的激活起到關鍵作用。Luo等[20]和Zheng等[25]在細晶鎂合金的拉伸變形過程中觀察到了高密度的<c + a>位錯,而在粗晶樣品中基面<a>位錯和孿生作為主要變形機制。鑒于此,本工作針對層狀異構鎂合金的變形機制進行了系統(tǒng)研究。層狀異構Mg-3Gd樣品拉伸變形后的TEM像如圖6所示。圖6a中回復區(qū)和再結晶區(qū)的界面由紅色虛線標出。可以看出,回復區(qū)仍呈現(xiàn)包含納米片層界面的變形組織特征,這與圖2中回復組織的TEM觀察結果相符合。而經拉伸變形后再結晶晶粒內部的襯度復雜化,可觀察到高密度的位錯,其中靠近界面處的位錯密度更高。基于TEM雙束衍射和位錯的不可見判據(jù)分析,拉伸變形后層狀異構樣品的再結晶晶粒內部大量的<a>和<c + a>位錯被激活[8]。為了更進一步分析<c + a>位錯的滑移類型和特征,采用雙束衍射條件下的 g = [0002]操作矢量對其進行表征和分析(圖6b)。可以看出,<c + a>位錯的臺階狀雙交滑移特征異常明顯,如圖6b中白色箭頭所示,這說明<c + a>位錯具備良好運動能力和增殖能力。結果還顯示,部分<c + a>位錯(紅色箭頭所示)的兩端被釘扎在基面上,其中基面跡線由(0001)標出。這是因為,在交滑移的過程中<c + a>位錯中的刃型部分作為交滑移的產物殘留在錐面和基面的交線處,在入射電子束方向顯示為與基面平行,而這類位錯的螺型部分則平行于Burgers矢量繼續(xù)向前滑動[35,36]。

TEM觀察結果表明,臨近層狀異構界面處有大量<c + a>位錯被激活,這種位錯的激發(fā)被認為與再結晶區(qū)和回復區(qū)的協(xié)調變形有關。研究[12,13,17]認為,在層狀異構界面處存在明顯的應變梯度場,并在循環(huán)加載曲線中證實了背應力強化現(xiàn)象。Wang等[19]采用普通軋制和退火工藝制備了層狀異構的Fe-34.5Mn-0.04C樣品,發(fā)現(xiàn)層狀異構樣品存在混合法則之外的約束應力強化現(xiàn)象,并認為這主要歸因于軟硬層之間協(xié)調變形而引起的附加幾何必需位錯的大量激活。總體來說,層狀異構Mg-3Gd合金在變形過程中激發(fā)錐面<c + a>滑移在界面附近開動,而錐面<c + a>滑移的開動可大幅提高塑性變形能力。而且,由于<a>和<c + a>位錯Burgers矢量的大小和方向不同,意味著2者在位錯增殖過程中不會因回復作用而相互湮滅。相反,由于Burgers矢量的不同,2種位錯在變形過程中的交互作用將會加強,從而進一步促進位錯增殖能力和位錯累積能力,這也意味著加工硬化能力的進一步提升。正因為如此,層狀異構鎂合金才能表現(xiàn)出優(yōu)異的力學性能,同時這種新的微觀結構設計策略也為高性能鎂合金的制備提供了新的思路。

此外,本工作證實了<c + a>位錯具備良好的交滑移能力,交滑移能力的提高有助于協(xié)調塑性變形,從而進一步緩解應力集中現(xiàn)象。近年來,研究人員在純Mg和鎂合金中對<c + a>位錯的位錯核結構及其對塑性變形的貢獻進行了大量的模擬分析和討論,然而關于<c + a>位錯的交滑移機制尚存在不同學術觀點[35,36],還需要深入研究。Liu等[37]在純Mg的原位壓縮實驗中觀察到<c + a>位錯的交滑移現(xiàn)象。Wu等[38]和Ahmad等[39]則認為<c + a>位錯不穩(wěn)定,室溫下即可沿基面分解或附著在基面和錐面的交線處。Wu等[40]認為通過有效的調控策略,比如合金化和結構參數(shù)控制,可抑制<c + a>位錯的分解,提高其運動能力,從而改善鎂合金室溫下的塑性變形能力。然而到目前為止,為了更加清楚了解<c + a>位錯的源機制、交滑移機制及其影響因素,需要結合位錯三維重構技術等[37,41],這是下一步要開展的研究工作。

(1) Mg-3Gd合金經ARB變形后在樣品厚度方向上形成層狀分布的位錯組織區(qū)域和孿晶組織區(qū)域,這種不均勻的變形組織是后續(xù)再結晶退火形成層狀異構的基礎。

(2) ARB變形結合系列退火工藝可制備層狀異構和均勻等軸晶結構的Mg-3Gd樣品,其中層狀異構樣品的綜合力學性能優(yōu)于均勻等軸晶結構樣品,并表現(xiàn)為連續(xù)流變行為。

(3) 層狀異構Mg-3Gd合金在變形過程中激發(fā)錐面<c + a>位錯開動,且<c + a>位錯具備良好的交滑移能力。<a>和<c + a>位錯由于Burgers矢量不同,在交互作用過程中不會因回復作用而相互湮滅,使得位錯增殖能力和位錯累積能力得到提高,這是導致層狀異構鎂合金高加工硬化能力的一個重要原因。