導讀：本文采用EBSD，中子衍射和Hopkinson拉桿實驗，首次定量研究了ATZ311鎂合金在不同應變速率下孿晶密度和位錯密度的變化。為分析應變速率對鎂合金微觀結構的影響方面起到了指導作用，為后續分析合金不同應變速率下的微觀變化提供了研究方法。

滑移和孿晶是鎂及其合金中兩種主要的塑性變形機制。鎂及其合金的滑移主要發生在<110>（<a>）方向基面和{100}棱柱面。在準靜態應變率下，其變形機理與同類材料不同。考慮到鎂合金作為輕質結構材料在金屬成形過程和汽車工業中的廣泛應用，研究其微觀結構隨應變率的變化及其對宏觀行為的影響是很有意義的。到目前為止，許多研究都集中在鎂合金在不同加載速率下的組織演變和力學性能方面。對鎂合金中位錯亞結構隨應變速率的變化鮮有報道，還沒有應變速率對鎂合金位錯和孿晶影響的定量研究。

香港大學黃明欣團隊首次對不同應變速率下ATZ311鎂合金的位錯和變形孿晶的演化進行了定量研究。拉伸試驗應變速率從0.001至600s-1，揭示了不同應變速率對孿晶密度和位錯密度的影響。相關論文以題為“Evolution of dislocation and twin densities in a Mg alloy at quasi-static and high strain rates”發表在Acta Materialia。

論文鏈接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.09.082

本研究使用成分為Mg-2.64Al-0.72Sn-0.64Zn-0.46Mn-0.01Y（wt.%）的鎂合金ATZ311，拉伸試樣為薄板。在實驗過程中，材料以不同應變速率獲得相同的變形量。研究發現，隨著應變速率的提高，孿晶密度在應變速率為1 s-1時激增并達到飽和水平，而且這種變化趨勢在不同取向的晶粒中表現一致。相比之下，位錯密度則在應變速率為600 s-1時才有顯著的提高。

值得注意的是，在應變速率為1 s-1和600 s-1時，材料的孿晶密度十分接近，而加工硬化行為卻大相徑庭。這一結果表明在本材料中，僅與孿晶相關的硬化機制（例如動態Hall-Petch效應、Basinski機制以及孿晶間相互作用）發揮作用較小。研究人員通過計算不同柏氏矢量的位錯密度發現，600 s-1下的高流變應力可以克服低Schmid因子或者高CRSS值（滑移體系激活的臨界分切應力），使得沿<a>方向滑移的位錯密度達到峰值。高密度的位錯通過滑移-孿晶相互作用誘發硬化效應，導致加工硬化速率突變。（文：破風）

圖1 EBSD逆極點圖（IPF）和極點圖顯示了樣品的初始微觀結構

圖2 （a） 0.001s-1-600s-1不同應變速率下的工程應力-應變曲線；（b）真應力-應變曲線；（c）應變率為0.001s-1、1s-1和600s-1時對應的加工硬化率曲線；（d） 600s-1拉伸試驗的工程應力-應變曲線。

圖3 試樣變形前和應變速率為0.001 s-1時拉伸至0.02應變和0.05時的準原位EBSD IPF圖

圖4 在應變速率為（a,c） 1s-1和（b,d）600s-1的情況下，拉伸至0.02應變時的EBSD IPF圖

圖5 在不同應變速率情況下（a） 總位錯密度和（b） 維氏硬度隨應變量的演變。