羅旋1,2,韓芳1,2,黃天林1,2,吳桂林3,黃曉旭,1,2
1.
2.
3.
以Mg-3Gd (質(zhì)量分數(shù),%)合金為研究對象,采用累積疊軋和退火工藝制備了由層厚不均勻的回復(fù)組織層和再結(jié)晶組織層交替組成的層狀異構(gòu)樣品。拉伸實驗結(jié)果表明,這種層狀異構(gòu)樣品可以在同等拉伸塑性的條件下獲得比均勻再結(jié)晶結(jié)構(gòu)更高的強度,并表現(xiàn)出成形加工所需的連續(xù)流變行為。回復(fù)層和再結(jié)晶層之間的協(xié)調(diào)變形激發(fā)了錐面<c+a>滑移在界面附近的開動,增強了位錯增殖和累積,提高了加工硬化率和塑性。
關(guān)鍵詞：
Mg具備密度低、儲量大以及環(huán)境友好的特點,在結(jié)構(gòu)材料的輕量化等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1]。然而,作為hcp結(jié)構(gòu)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(yīng)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(xué)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(yīng)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(jié)構(gòu)對強化鎂合金和拓寬其應(yīng)用具有重要意義。
近年來的研究[12~16]表明,具有異質(zhì)結(jié)構(gòu)的金屬與合金往往表現(xiàn)出比其均勻微觀結(jié)構(gòu)更優(yōu)異的力學(xué)性能。例如,Wu等[17]采用異步軋制工藝制備了由較硬回復(fù)組織層和較軟再結(jié)晶組織層組成的層狀異構(gòu)純Ti板材,力學(xué)測試結(jié)果表明,這種層狀異構(gòu)在變形過程中軟硬組織可相互協(xié)調(diào)變形,并誘發(fā)高的背應(yīng)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(gòu)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(zhì)結(jié)構(gòu)[21~24]對變形機制和力學(xué)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(jié)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(dǎo)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(fù)組織和再結(jié)晶組織中激活,可有效緩解局部應(yīng)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(shè)計調(diào)控異質(zhì)結(jié)構(gòu)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(zhì)量分數(shù),%)為研究對象,采用累積疊軋(accumulative roll-bonding,ARB)和退火相結(jié)合的工藝,通過調(diào)控回復(fù)和再結(jié)晶的體積分數(shù)及組織形貌,分別制備了異構(gòu)樣品和均勻組織樣品,異構(gòu)樣品是由回復(fù)組織層和再結(jié)晶組織層交替組成的層狀異構(gòu)樣品,均勻組織樣品是晶粒尺寸不同的均勻等軸再結(jié)晶結(jié)構(gòu)樣品,對比分析這2類樣品的力學(xué)行為和變形機制,揭示層狀異構(gòu)樣品能夠填補均勻等軸晶結(jié)構(gòu)樣品在強塑性匹配上的不足,以期為異質(zhì)結(jié)構(gòu)鎂合金的微觀結(jié)構(gòu)設(shè)計和宏觀性能調(diào)控提供新的指導(dǎo)。
1實驗方法
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(yù)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(jīng)290~550℃系列溫度1 h退火后,Mg-3Gd樣品的微觀結(jié)構(gòu)可分為2類：(1) 290和300℃退火樣品的微觀組織為部分再結(jié)晶的層狀異構(gòu),由層狀分布的回復(fù)區(qū)和再結(jié)晶區(qū)組成,回復(fù)區(qū)包含亞微米到納米尺度的位錯結(jié)構(gòu)和孿晶結(jié)構(gòu),而再結(jié)晶區(qū)由微米尺度的再結(jié)晶晶粒組成；對回復(fù)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(jié)晶區(qū)組織,測定了平均再結(jié)晶晶粒尺寸,經(jīng)回復(fù)區(qū)和再結(jié)晶區(qū)的體積分數(shù)加權(quán)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(jié)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(xué)引伸計實時測量應(yīng)變,應(yīng)變速率控制在10-4s-1。采用機械拋光結(jié)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(jié)構(gòu)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。
2實驗結(jié)果
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(jīng)過ARB變形后,Mg-3Gd樣品的微觀組織已經(jīng)得到明顯細化,但微觀結(jié)構(gòu)并不均勻,有的區(qū)域為層狀結(jié)構(gòu)(lamellar structure),主要由與軋制方向近似平行的層狀界面(LBs)和層狀內(nèi)部的位錯界面組成；有的區(qū)域為復(fù)雜孿晶結(jié)構(gòu)(twin block),主要由孿晶界面及其內(nèi)部的層錯組成。圖1a和b分別為層狀結(jié)構(gòu)的TEM像和結(jié)構(gòu)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(nèi)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(jié)構(gòu)與高應(yīng)變變形鋁合金中的層狀位錯結(jié)構(gòu)類似[29~31]。圖1c和d分別為孿晶結(jié)構(gòu)的TEM像和結(jié)構(gòu)示意圖(基于文獻[27]報道的實驗結(jié)果)。可以看出,孿晶結(jié)構(gòu)區(qū)域主要由大量亞微米到納米尺度的孿晶片層(TBs)構(gòu)成,孿晶片層內(nèi)有大量層錯(SFs),區(qū)域內(nèi)也有小角度位錯界面(LABs)存在。圖1d中插圖為孿晶結(jié)構(gòu)區(qū)域內(nèi)Mg基體和孿晶T1的電子衍射花樣。
圖1
圖1累積疊軋(ARB)變形Mg-3Gd合金的非均勻微觀結(jié)構(gòu)的TEM像和結(jié)構(gòu)示意圖(基于文獻[27]報道的實驗結(jié)果)
Fig.1TEM images (a, c) and sketches (b, d) showing a lamellar structure (a, b) and a twin block structure based on the experimental data reported in Ref.[27] (c, d) of the ARB-deformed Mg-3Gd alloy (RD—rolling direction, ND—normal direction, ARB—accumulative roll-bonding, LBs—lamellar boundaries, LAB—low-angle boundary, TB—twin boundary, SF—stacking fault. Inset in Fig.1d shows the corresponding electron diffraction pattern of a deformation twin (T1) and matrix)
圖2所示為經(jīng)290℃部分再結(jié)晶退火形成的層狀異構(gòu)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(jīng)290℃退火1 h樣品的局部區(qū)域發(fā)生了再結(jié)晶,其微觀結(jié)構(gòu)主要包含部分再結(jié)晶區(qū)(recrystallized zone)和回復(fù)區(qū)(recovered zone)。從圖2a可以看出,再結(jié)晶區(qū)和回復(fù)區(qū)沿RD呈帶狀或?qū)訝钇叫蟹植?其中襯度均勻且細小的再結(jié)晶晶粒清晰可見。從圖2b可以看出,再結(jié)晶區(qū)主要由取向較為隨機的再結(jié)晶晶粒組成,而回復(fù)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(gòu)樣品的TEM像。可以看出,大量的再結(jié)晶晶粒沿RD鑲嵌于回復(fù)基體內(nèi)部,而回復(fù)區(qū)域的襯度則較為復(fù)雜,仍呈現(xiàn)高位錯密度的變形組織特征。統(tǒng)計結(jié)果顯示,再結(jié)晶晶粒的平均晶粒尺寸為2.4 μm,再結(jié)晶區(qū)和回復(fù)區(qū)的體積分數(shù)分別為47%和53%。綜上可知,ARB樣品經(jīng)適當?shù)臒崽幚砉に?可形成回復(fù)層和再結(jié)晶層相間的層狀異構(gòu)。
圖2
圖2Mg-3Gd合金經(jīng)290℃部分再結(jié)晶退火形成的由層厚不均勻的回復(fù)層和再結(jié)晶層組成的層狀異構(gòu)
Fig.2SEM image (a), EBSD image (b), and TEM images (c, d) taken from the Mg-3Gd sample partially recrystallized at 290oC showing a layered heterostructure composed of alternating recovered and recrystallized layers of varying thicknesses
圖3給出了不同微觀結(jié)構(gòu)Mg-3Gd合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線和加工硬化率曲線,包括ARB變形態(tài)樣品、層狀異構(gòu)樣品(Hetero)和均勻再結(jié)晶結(jié)構(gòu)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(jié)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(jié)構(gòu)樣品的強度和延伸率得到同步提升,且應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)出由粗晶樣品(114和12.5 μm)的連續(xù)流變(應(yīng)力-應(yīng)變曲線連續(xù)變化,無應(yīng)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(zhuǎn)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(yīng)力-應(yīng)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(gòu)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(jié)構(gòu)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(yīng)力-真應(yīng)變曲線、加工硬化率和真應(yīng)變、以及加工硬化率和真應(yīng)力的關(guān)系曲線。如圖3c所示,粗晶均勻再結(jié)晶結(jié)構(gòu)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(yīng)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(jīng)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(yīng)力增加,ARB變形樣品和粗晶均勻結(jié)構(gòu)樣品的加工硬化率快速降低,細晶均勻結(jié)構(gòu)樣品的加工硬化率介于2者之間；在同等真應(yīng)力條件下,層狀異構(gòu)樣品的加工硬化率最高。
圖3
圖3ARB變形態(tài)、層狀異構(gòu)和均勻再結(jié)晶結(jié)構(gòu)Mg-3Gd合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線和加工硬化率曲線
Fig.3Tensile engineering stress-strain curves (a), tensile true stress-strain curves (b), work hardening rate-true strain curves (c), and work hardening rate-true stress curves (d) of the Mg-3Gd alloy with ARB-deformed structure, layered heterostructures (indicated by Hetero), and homogeneous recrystallized grain structures (indicated by Homo) (d—average grain size)
圖4總結(jié)了不同晶粒尺寸Mg-3Gd合金的屈服強度與均勻延伸率的關(guān)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(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)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(xué)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(nèi),常規(guī)晶粒尺寸均勻結(jié)構(gòu)調(diào)控策略似乎很難進一步優(yōu)化綜合力學(xué)性能。然而,層狀異構(gòu)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(gòu)開始形成,且層狀異構(gòu)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(guān)系的反C曲線。
圖4
圖4不同微觀結(jié)構(gòu)和晶粒尺寸Mg-3Gd合金的屈服強度與均勻延伸率的關(guān)系
Fig.4Uniform elongation versus yield strength of Mg-3Gd alloy with different microstructures and average grain sizes
3分析討論
3.1結(jié)構(gòu)形成機制
鑒于層狀異構(gòu)材料的優(yōu)良力學(xué)性能,了解層狀異構(gòu)鎂合金的微觀結(jié)構(gòu)形成機制,特別是從變形組織到層狀異構(gòu)的演化過程,對指導(dǎo)設(shè)計高性能鎂合金至關(guān)重要。盡管層狀異構(gòu)在結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)的形成機制仍然存在爭議[12,13]。特別對于hcp結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)的細化效率提高,但通常導(dǎo)致變形組織的局部不均勻[6,27]。通過TEM觀察結(jié)果可知,變形態(tài)Mg-3Gd樣品的微觀結(jié)構(gòu)主要包含層狀結(jié)構(gòu)和復(fù)雜孿晶結(jié)構(gòu)。統(tǒng)計結(jié)果顯示,2種結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)處的儲存能存在差異,而后續(xù)退火處理可導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒的局部優(yōu)先形核和長大。因此,這種變形結(jié)構(gòu)的不均勻被認為是層狀異構(gòu)形成的主要原因之一。
3.2力學(xué)行為特征
作為對比,圖5給出了不同微觀結(jié)構(gòu)商用AZ31 (Mg-3Al-1Zn)鎂合金的力學(xué)性能結(jié)果(基于文獻[24]報道的實驗結(jié)果)。其中,AZ31樣品采用ARB及系列退火工藝制備,其微觀結(jié)構(gòu)包含類似于Mg-3Gd合金的層狀異構(gòu)和均勻等軸晶結(jié)構(gòu)。可以看到,隨著晶粒尺寸的降低,均勻等軸晶結(jié)構(gòu)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(gòu)(Hetero)開始形成,且層狀異構(gòu)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(guān)系。
圖5
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(gòu)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(jié)構(gòu)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(chǎn)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(yīng)力來激活位錯源[29]。而對于層狀異構(gòu)樣品,當回復(fù)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(fù)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。
3.3變形機制
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(yīng)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(guān)重要[3,34]。最新的研究結(jié)果[20,25]表明,有效的微觀結(jié)構(gòu)設(shè)計策略可對錐面<c+a>滑移的激活起到關(guān)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(gòu)鎂合金的變形機制進行了系統(tǒng)研究。層狀異構(gòu)Mg-3Gd樣品拉伸變形后的TEM像如圖6所示。圖6a中回復(fù)區(qū)和再結(jié)晶區(qū)的界面由紅色虛線標出。可以看出,回復(fù)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(fù)組織的TEM觀察結(jié)果相符合。而經(jīng)拉伸變形后再結(jié)晶晶粒內(nèi)部的襯度復(fù)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(gòu)樣品的再結(jié)晶晶粒內(nèi)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(jié)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(chǎn)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]。
圖6
圖6層狀異構(gòu)Mg-3Gd樣品在拉伸變形后位錯結(jié)構(gòu)的TEM像
Fig.6Dislocation structure analyses of the layered heterostructured Mg-3Gd sample after tensile deformation
(a) bright field TEM image (Red line in Fig.6a shows the interface of recovered area and recrystallized area)
(b) two-beam dark field TEM image withg= [0002] near the [
TEM觀察結(jié)果表明,臨近層狀異構(gòu)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(jié)晶區(qū)和回復(fù)區(qū)的協(xié)調(diào)變形有關(guān)。研究[12,13,17]認為,在層狀異構(gòu)界面處存在明顯的應(yīng)變梯度場,并在循環(huán)加載曲線中證實了背應(yīng)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(gòu)的Fe-34.5Mn-0.04C樣品,發(fā)現(xiàn)層狀異構(gòu)樣品存在混合法則之外的約束應(yīng)力強化現(xiàn)象,并認為這主要歸因于軟硬層之間協(xié)調(diào)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(gòu)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(fù)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(gòu)鎂合金才能表現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能,同時這種新的微觀結(jié)構(gòu)設(shè)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(diào)塑性變形,從而進一步緩解應(yīng)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(jié)構(gòu)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(guān)于<c+a>位錯的交滑移機制尚存在不同學(xué)術(shù)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(diào)控策略,比如合金化和結(jié)構(gòu)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(jié)合位錯三維重構(gòu)技術(shù)等[37,41],這是下一步要開展的研究工作。
4結(jié)論
(1) Mg-3Gd合金經(jīng)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(jié)晶退火形成層狀異構(gòu)的基礎(chǔ)。
(2) ARB變形結(jié)合系列退火工藝可制備層狀異構(gòu)和均勻等軸晶結(jié)構(gòu)的Mg-3Gd樣品,其中層狀異構(gòu)樣品的綜合力學(xué)性能優(yōu)于均勻等軸晶結(jié)構(gòu)樣品,并表現(xiàn)為連續(xù)流變行為。
(3) 層狀異構(gòu)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(fù)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(dǎo)致層狀異構(gòu)鎂合金高加工硬化能力的一個重要原因。