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导读：本文采用EBSD，中子衍射和Hopkinson拉杆实验，首次定量研究了ATZ311镁合金在不同应变速率下孪晶密度和位错密度的变化。为分析应变速率对镁合金微观结构的影响方面起到了指导作用，为后续分析合金不同应变速率下的微观变化提供了研究方法。
滑移和孪晶是镁及其合金中两种主要的塑性变形机制。镁及其合金的滑移主要发生在<110>()方向基面和{100}棱柱面。在准静态应变率下，其变形机理与同类材料不同。考虑到镁合金作为轻质结构材料在金属成形过程和汽车工业中的广泛应用，研究其微观结构随应变率的变化及其对宏观行为的影响是很有意义的。到目前为止，许多研究都集中在镁合金在不同加载速率下的组织演变和力学性能方面。对镁合金中位错亚结构随应变速率的变化鲜有报道，还没有应变速率对镁合金位错和孪晶影响的定量研究。
香港大学黄明欣团队首次对不同应变速率下ATZ311镁合金的位错和变形孪晶的演化进行了定量研究。拉伸试验应变速率从0.001至600s-1，揭示了不同应变速率对孪晶密度和位错密度的影响。相关论文以题为“Evolution of dislocation and twin densities in a Mg alloy at quasi-static and high strain rates”发表在Acta Materialia。
论文链接：
https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.09.082
本研究使用成分为Mg-2.64Al-0.72Sn-0.64Zn-0.46Mn-0.01Y(wt.%)的镁合金ATZ311，拉伸试样为薄板。在实验过程中，材料以不同应变速率获得相同的变形量。研究发现，随着应变速率的提高，孪晶密度在应变速率为1 s-1时激增并达到饱和水平，而且这种变化趋势在不同取向的晶粒中表现一致。相比之下，位错密度则在应变速率为600 s-1时才有显著的提高。
值得注意的是，在应变速率为1 s-1和600 s-1时，材料的孪晶密度十分接近，而加工硬化行为却大相径庭。这一结果表明在本材料中，仅与孪晶相关的硬化机制（例如动态Hall-Petch效应、Basinski机制以及孪晶间相互作用）发挥作用较小。研究人员通过计算不同柏氏矢量的位错密度发现，600 s-1下的高流变应力可以克服低Schmid因子或者高CRSS值（滑移体系激活的临界分切应力），使得沿方向滑移的位错密度达到峰值。高密度的位错通过滑移-孪晶相互作用诱发硬化效应，导致加工硬化速率突变。（文：破风）
图1 EBSD逆极点图(IPF)和极点图显示了样品的初始微观结构
图2 (a) 0.001s-1-600s-1不同应变速率下的工程应力-应变曲线；(b)真应力-应变曲线；(c)应变率为0.001s-1、1s-1和600s-1时对应的加工硬化率曲线；(d) 600s-1拉伸试验的工程应力-应变曲线。
图3 试样变形前和应变速率为0.001 s-1时拉伸至0.02应变和0.05时的准原位EBSD IPF图
图4 在应变速率为(a,c) 1s-1和(b,d)600s-1的情况下，拉伸至0.02应变时的EBSD IPF图
图5 在不同应变速率情况下(a) 总位错密度和(b) 维氏硬度随应变量的演变。
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