低合金快速凝固Mg-Zn-Y-Al合金中变形机制动态的时间分辨分析

《Journal of Magnesium and Alloys》：Time-resolved analysis of the dynamics of deformation mechanisms in low-alloyed rapidly solidified Mg-Zn-Y-Al alloy

　　安德烈亚·法尔卡斯（Andrea Farkas）| 格尔盖利·法尔卡斯（Gergely Farkas）| 帕特里克·多布罗尼（Patrik Dobroň）| 詹诺·古比奇扎（Jen? Gubicza）| 彼得·纳吉（Péter Nagy）| 索尔特·贝克（Zsolt Beke）| 犬上真一（Shin-ichi Inoue）| 川村良仁（Yoshihito Kawamura）| 克里斯蒂安·马蒂斯（Kristián Máthis）| 达里亚·德罗兹登科（Daria Drozdenko）
查尔斯大学数学与物理学院材料物理系，捷克布拉格Ke Karlovu 5号，12116

**摘要**
低合金快速凝固带状固化的MgZnYAl合金由于其复杂的微观结构而表现出优异的机械性能。这种微观结构包括溶质富集的堆垛错位、簇状排列的层以及形成于动态再结晶（DRX）和非动态再结晶（non-DRX）晶粒中的纳米片。为了验证这种微观结构的热稳定性及其在压缩和拉伸状态下的相应机械性能，该合金在300°C或400°C下进行了后处理热处理。通过声发射（AE）分析结合扫描电子显微镜（SEM）观察以及对X射线衍射（XRD）数据的卷积多轮廓（CMWP）拟合分析，全面研究了机械加载过程中的活性变形机制。AE响应提供了关于变形机制随时间发展及其相互作用的原位信息，而SEM和XRD测量结果则证实了这些机制的存在并验证了AE的发现。特别是，CMWP分析提供了关于基面和非基面〈a〉及〈c + a〉位错密度的重要信息。除了在压缩条件下仅观察到宏观屈服点附近的双晶形成外，还在两个加载方向上识别出与不同类型位错滑移活动相关的两个明显的AE簇。所获得的数据有助于深入分析各种变形机制对高强度低合金MgZnYAl合金塑性变形的贡献。

**1. 引言**
最近开发的具有长周期堆垛有序（LPSO）相的Mg合金在室温和高温下均表现出优异的机械性能[1][2][3][4]，使其成为广泛应用的有希望的候选材料。LPSO相是指在Mg晶格中富含稀土（RE）元素和过渡金属（TM）的原子层呈现周期性排列[5,6]。通常，Mg-LPSO合金的优异机械性能归因于双峰晶粒尺寸分布以及块状或纤维状的LPSO相的存在[4,7]。尤其是粗大的非动态再结晶（non-DRX）晶粒和LPSO相有助于提高强度，而细小的DRX晶粒则增强了延展性[4]。同时，LPSO相中的硬质和延展部分为合金提供了类似纤维增强的效果[8,9]。研究表明，各种微观结构参数对合金的机械性能起着关键作用，例如LPSO相的体积分数、取向、尺寸和空间分布[7][9][10][11][12][13]。特别是在[13]中，增加LPSO相的体积分数可以提升材料的强度。然而，考虑到经济需求，需要将合金元素的添加量（尤其是RE）降至最低限度。因此，开发了多种加工技术以在保持低合金成分的同时保持优异的机械性能，例如粉末冶金[1,14]、回收碎片的挤压[15,16]、等通道角压[15]或快速凝固带状固化（RSRC）[17][18][19]。例如，通过快速凝固（RS）粉末冶金制备的Mg-1Zn-2Y合金表现出显著的机械性能，其抗拉屈服强度超过600 MPa[1]。因此，应用于Mg-LPSO合金的RS加工技术为材料科学开辟了新的前景，并为轻量化结构应用提供了有前景的候选材料[10,20]。在低合金Mg合金中，减少合金元素浓度并结合RS加工会导致形成溶质富集的结构，如溶质富集的堆垛错位（SFs）、簇状排列的层（CALs）和簇状排列的纳米片（CANaPs），而不是完全有序的LPSO相[5,21,22]。单个CAL是一种面心立方（fcc）四原子层结构，是LPSO相和CANaPs的最小构建单元[21,22]。然而，在CANaPs中缺乏LPSO相特有的长程周期性。单个CANaP由四个或更少的六方密排（hcp）α-Mg层组成[22,23]。溶质富集的SFs、CALs、CANaPs以及LPSO相通过抑制位错运动（如位错锁定、障碍、沉淀颗粒、双晶、晶界）来增强材料的强度[24]。此外，我们之前的研究[23,25]表明，RSRC Mg合金的微观结构在300°C范围内具有热稳定性，此时CALs和CANaPs没有显著的重排。与商用Mg合金相比，这种微观结构的高热稳定性表明其在高温下的机械性能也可能得到提升。

溶质富集的SFs、CALs、CANaPs和LPS相对各个变形机制的影响决定了所开发Mg合金的机械性能。Hagihara等人[26,27]研究了定向凝固的LPSO单相晶体的机械性能。据报道，LPSO单相晶体的变形行为具有高度各向异性。当载荷平行于基面施加时，变形通过变形弯曲来适应，这些弯曲带阻碍了基面位错的运动，从而提高了材料的强度和延展性[26]。在其他载荷条件下，基面滑移被认为是主要的变形机制。最近，Hagihara等人[24]报道含有CANaPs（或如参考文献[24]中的LPSO纳米片）的低合金Mg-0.2Zn-0.6Y(at.%)单晶具有与全LPSO单晶相似的高屈服强度。同样在[24]中还指出，CANaPs强烈抑制了这种材料中的变形双晶形成。另一方面，在Mg-Zn-Y多晶合金中，Garces等人[9,11]观察到，在非DRX晶粒的体积分数较高或与DRX晶粒的体积分数相当时会发生变形双晶。Kawamura等人[22]报道，在低合金Mg-0.4Zn-1.0Y合金中，分散的CANaPs导致了一种由弯曲带介导的变形机制，这是强度的主要贡献因素。合金的抗拉强度与弯曲带的分布直接相关，而弯曲带的分布又与CANaPs的分布线性相关。此外，在含有形成的CALs和CANaPs的低合金合金中，Gubicza等人[28]使用同步辐射X射线衍射（XRD）测量发现，拉伸加载过程中的塑性是由非基面〈a〉位错实现的。尽管这些研究仅关注拉伸变形，但在压缩变形以及拉伸-压缩屈服强度（YS）不对称性方面仍存在知识空白。此外，关于拉伸和压缩加载过程中机制的动力学仍存在不确定性。

原位声发射（AE）技术与SEM成像（或衍射方法）相结合，为研究金属材料的变形机制提供了强大的补充方法。值得注意的是，位错沿滑移面的运动和双晶形成的来源动力学存在显著差异，因此它们产生的AE波形也不同（低振幅波形在较宽的频率范围内波动，由位错滑移产生，而高振幅瞬态波形则与双晶形成相关[29,30]。为了定量区分随机AE时间序列中不同来源的信号，Pomponi和Vinogradov提出的自适应序列k均值（ASK）信号聚类算法在许多情况下已被证明是有效的，包括我们之前对Mg合金[32][33][34][35]、Zr合金[36]或岩石[37]的研究。特别是，AE技术能够以毫秒级的时间分辨率表征变形机制的动力学，从而提供连续的信息。ASK分析的灵敏度和能力还通过揭示Mg板材从弹性到塑性拉伸变形过程中的位错滑移活动得到了证明，在这种材料中没有观察到双晶形成[35]，这对于粒径较小的Mg合金可能特别有帮助。

本文旨在揭示室温变形过程中的主要变形机制及其对低合金RSRC MgZnYAl合金机械性能的影响，同时考虑了后处理热处理（HT）的影响。特定HT修改的微观结构可以改变拉伸-压缩屈服强度的不对称性，并且仅导致机械性能的轻微整体下降，这与传统Mg合金的显著恶化形成对比。此外，目前尚不清楚哪些变形机制有助于保持RSRC合金在原始状态和HT处理后的优异机械性能（即高强度和适度延展性）。为此，使用AE技术作为一种非破坏性的原位方法来研究变形机制的动力学，如双晶形成和集体位错运动。作为AE技术的补充，还采用了扫描电子显微镜（SEM）和XRD。

**2. 材料和实验方法**
2.1. 研究材料
所用合金的组成为Mg-0.9Zn-2.05Y-0.15Al（at.%），在保护性Ar气氛中通过高频感应炉制备，使用纯Mg（99.99 wt.%）、Y（99.5 wt.%）、Zn（99.9 wt.%）和Al（99.99 wt.%）。随后，通过单辊淬火方法将铸锭加工成带状，外围辊速为10.5 m/s。带状材料使用25 MPa的冷压机压缩成Cu坯料，然后在425°C下进行24小时的预固化HT处理，最后在350°C下挤压。挤压比为10:1，挤压速度为2.5 mm/s。除了原始状态（以下简称non-HT）外，还对样品在300°C和400°C下进行了24小时的退火处理（即接近挤压温度），以验证微观结构的热稳定性和合金的机械性能。HT过程在没有保护性气氛的情况下进行，样品在水淬火。在300°C和400°C下进行HT处理的样品分别称为HT@300和HT@400，随后进行拉伸或压缩处理的样品分别标记为“-T”或“-C”。例如，HT@300-C样品表示先在300°C下进行HT处理，然后进行压缩加载。

2.2. 微观结构的扫描电子显微镜研究
对初始状态和变形后的样品的纵向截面（即平行于ED方向）进行了微观结构研究。用于SEM观察的样品通过SiC纸磨至P4000，然后使用金刚石浆料抛光至1 μm的粒径。最后，使用Leica EM RES102设备进行了Ar离子束铣削。BSE图像是由Thermo Fisher Scientific Apreo 2显微镜在2 kV的加速电压、0.1 nA的电流和4–5 mm的工作距离下获得的。EBSD图谱是由Zeiss CrossBeam Auriga显微镜配备EDAX Velocity EBSD相机收集的，扫描参数为15 kV的加速电压、10 mm的工作距离和100 nm的步长，数据使用TSL OIM软件进行评估。获得的图谱根据置信指数（CI）大于0.1的标准进行过滤。非索引区域与高度变形的基质或溶质富集相的聚集有关，在这两种情况下，Kikuchi图案的重叠会导致索引错误。使用EBSD数据获得了非DRX和DRX晶粒的比例、它们的平均晶粒尺寸（GS）以及整体纹理。DRX晶粒的比例是通过GOS < 2°的晶粒取向扩散（GOS）标准来评估的。

2.3. 变形测试和AE采集
在室温下，使用Instron 5882万能试验机沿ED方向对non-HT和HT样品进行了单轴拉伸和压缩变形测试，初始应变速率为10?3 s?1。拉伸测试使用长度为10 mm、截面为2 × 1 mm2的狗骨形样品。压缩测试使用直径为7 mm、高度为10 mm的圆柱形样品进行。在机械加载的同时，使用Physical Acoustics Corporation（PAC）系统记录了AE响应。压电传感器（Nano 30，PAC）直径为6毫米，在125–750 kHz的频率范围内具有相对平坦的频率响应，通过夹具固定在样品表面。使用润滑脂确保了样品与传感器之间的良好接触。为了获得高信噪比，使用了增益为40 dB的前置放大器。阈值水平设定为24 dB，略高于背景噪声。需要注意的是，对于每种变形配置（样品状态和加载方向），至少测试了三个样品以获得统计上相关的数据集。除了使用阈值参数化对声发射（AE）数据进行经典分析外，本工作还采用了ASK分析[31]来揭示给定时间间隔内的主要活性变形机制。对于每个时间间隔（在本工作中设定为2毫秒），使用快速傅里叶变换（FFT）计算功率谱密度（PSD）函数。根据从PSD函数评估的特征（幅度、平均值和中位频率、能量等），可以获得统计上明确的簇。根据其特征和补充观察结果（例如使用电子显微镜或衍射技术的微观结构分析），将各个簇分配给相应的变形机制。需要指出的是，ASK分析仅定义了主要变形机制，并不排除其他机制的同时活动。

2.4 X射线衍射测量
为了获取更多关于变形后微观结构的信息，从而补充声发射的结果，使用高分辨率旋转阳极衍射仪（型号：RA-MultiMax9，制造商：Rigaku，日本）和单色CuKα1辐射（波长λ = 0.15406 nm）进行了XRD测量。样品表面上矩形X射线斑点的高度和宽度分别为1.5毫米和0.2毫米。通过二维成像板检测到德拜-谢勒环。通过在相应的德拜-谢勒环上积分信号，获得了给定散射角（2θ）处的强度。使用卷积多全谱（CMWP）拟合方法[38]对XRD图案进行了X射线线形分析（XLPA）。在此过程中，所有测量的衍射峰都通过背景样条和与晶粒尺寸和位错相关的理论微观结构轮廓的卷积来拟合。在CMWP拟合方法中，晶粒被建模为具有对数正态尺寸分布的球体[39]。CMWP分析提供了晶粒尺寸分布的中位数（m）和对数正态方差（σ2）以及位错密度（ρ）。此外，CMWP拟合还提供了位错的对比因子，这些对比因子可用于确定变形过程中激活的位错滑移系统。hcp晶体中有十一种类型的位错，包括基面型、棱柱型和金字塔型〈a〉位错、棱柱型〈c〉位错以及二阶棱柱型和金字塔型〈c + a〉位错[39]。CMWP拟合确定了两个独立的位错对比因子参数。然后，将这些实验参数设定为它们理论值的加权总和，其中权重代表十一种位错类型的比例。α-Mg中不同位错滑移系统的两个对比因子理论值列在[39]中。为了从实验值和理论值的比较中确定位错类型的比例，开发了一个名为Hexburger的计算机程序。有关此过程的详细描述，请参见参考文献[28,39,40]。

3. 结果
3.1 初始微观结构及其经过热处理（HT）后的变化
图1展示了合金在原始状态（即未经HT处理的样品）和经过HT处理后的微观结构，用于解释变形行为的选定微观结构参数的值总结在表1中。显然，未经HT处理的样品的初始微观结构部分发生了再结晶（图1a）。沿伸长方向（ED）延伸的粗大非DRX晶粒（长度约几十微米）的〈101ˉ0〉轴与ED平行；因此，这些非DRX晶粒导致（101ˉ0）极点的整体纹理强度较高（见图1a插图中的纹理三角形）。图1a–c中的纹理三角形表示晶粒在ED方向上的取向，数字对应于最大的纹理强度。细小的DRX晶粒（平均晶粒尺寸为830纳米）具有随机取向。图1d中显示的原始状态样品的背散射（BSE）图像表明存在均匀分布的Y/Zn富集区域，这些区域对应于CALs、CANaPs和/或LPSO相，这一点通过TEM分析得到了验证[23]。在300°C下进行的热处理并未导致显著的微观结构变化（图1b），DRX晶粒的平均尺寸和整体纹理保持不变，仅DRX比例略有增加（数值在误差范围内重叠，见表1）。在400°C下退火时（图1c），再结晶导致DRX晶粒的比例和平均尺寸显著增加（约两倍），同时整体纹理强度降低（图1a,c）。后一种效应是由于非DRX比例的减少，从而抑制了其对纹理的贡献。根据Farkas等人在[23]中报告的详细TEM研究，溶质富集的SFs、CALs、CANaPs在300°C退火期间的排列没有变化，而在400°C热处理期间，CANaPs变得更厚且更聚集，这也可以在BSE图像中看到（图1d–f）。

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图1. 在原始非HT状态（a, d）以及经过300°C（b, e）和400°C（c, f）热处理24小时后的研究合金的取向图及其对应的纹理三角形（a–c）和BSE图像（d–f）。对于取向图和BSE图像，ED方向水平排列；对于纹理三角形，ED方向垂直于图像平面。纹理三角形中的数字对应于最大的纹理强度。

表1. 在原始（非HT）状态和经过300°C及400°C热处理24小时后的非DRX晶粒和DRX晶粒的面积比例以及DRX晶粒的平均尺寸（GS）（括号中的数值表示标准偏差）。

3.2 合金经过热处理后的机械性能
图2显示了合金的拉伸（实线，标记为“-T”）和压缩（虚线，标记为“-C”）变形曲线，从中得出的基本机械性能总结在表2中。在非HT和HT@300状态下，合金在两个加载方向上的屈服强度（YS）均超过450 MPa，但断裂应变相对较低，尤其是在拉伸方向。对于经过400°C热处理的样品，拉伸和压缩的屈服强度（TYS和CYS）均低于非HT状态，但断裂应变较高，且两种加载条件下的断裂应变相似。在所有三种状态下都观察到拉伸-压缩YS不对称性。然而，虽然非HT和HT@300状态的特点是拉伸-压缩不对称性，即压缩方向的YS高于拉伸方向，但在HT@400状态下观察到了相反的行为（图2和表1）。需要注意的是，HT样品中的拉伸-压缩YS不对称性约为17 MPa，仅占总YS值的约5%。

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图2. 研究合金的拉伸（实线）和压缩（虚线）变形曲线与HT处理的关系。

表2. 合金的机械性能，包括TYS/CYS值、YS不对称性、UTS/UCS（拉伸/压缩的极限强度值）以及εT/C（拉伸/压缩过程中的伸长率）。测量误差分别为±5 MPa和±0.02（对于应力和应变量）。YS不对称性是通过TYS和CYS值之差计算的，即负值表示拉伸-压缩屈服不对称性。

此外，在拉伸和压缩加载过程中都观察到了明显的屈服点（YP）现象（应力突然降至恒定值后进入稳定流动）。在拉伸过程中，随着HT处理的进行，YP现象变得更加明显；而在压缩过程中，所有三个样品的弹性-塑性区域过渡是相似的（不受施加的热处理HT的影响）。拉伸变形后的特征是稳定的流动伴随着轻微的硬化，而在压缩过程中则有一个长的平坦平台期，随后进入平滑的硬化阶段。

3.3 变形后的微观结构分析
图3显示了变形后样品的纵向截面的取向图以及纹理三角形。与变形前的样品（图1）相比，压缩加载后的样品最显著的区别是：大多数晶粒旋转了近90°，在所有非HT和HT状态下都是如此。错位角分析证实，观察到的旋转是由{101ˉ2}〈101ˉ1〉孪晶作用引起的，其特征是原始（红色/绿色母晶粒）和孪晶（蓝色/绿色）晶格之间的错位角为86°[41]。压缩过程中的孪晶作用导致晶体学纹理发生显著变化（如图3中的纹理三角形所示）：最大强度转移到（0001）极点。相反，在拉伸测试后，非HT和HT@300样品的纹理与初始（未变形）状态相比基本保持不变（见图1和图3）。对于HT@400样品，在拉伸过程中（101ˉ0）纹理的强度增加（图3），且未观察到孪晶作用的证据。

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图3. 经过拉伸（a–c）和压缩（d–f）加载后，非HT（a,d）、HT@300（b,e）和HT@400（c,f）样品的取向图（ED方向水平，如白色箭头所示）和纹理三角形（取向分布平行于ED方向）。纹理三角形中的数字对应于纹理强度。

图4显示了压缩样品的孪晶体积分数与施加的HT的关系。评估是基于研究合金的特征初始纹理进行的，其中大多数晶粒的基面平行于ED方向，并考虑了由拉伸孪晶引起的纹理重排。尽管当加载方向平行于〈101ˉ0〉轴时，拉伸孪晶的施密德因子值最高（0.5）[42]，但在其他取向的晶粒中（例如，加载轴平行于〈112ˉ0〉），如果这些晶粒的c轴垂直于加载方向，拉伸孪晶也可能被激活。因此，可以概括说，当晶粒的c轴（即〈0001〉轴）几乎垂直于压缩加载方向时，拉伸孪晶会被激活。在这种晶粒中，拉伸孪晶的特征错位角约为86°，导致晶体学晶格旋转，使〈0001〉轴几乎平行于压缩加载方向。因此，可以通过调整取向图来突出显示具有定义取向的孪晶分数：即〈0001〉轴平行于ED方向，偏差<17–20°。有关处理方法的更多细节，请参见[[43], [44], [45]]。为了方便起见，图4展示了在施加取向条件下的原始纵向截面图（ED方向水平）的旋转颜色编码图（ED方向垂直于图像平面）。然而，由于初始微观结构中的一些DRX晶粒也可能满足这一条件，因此也对未变形材料评估了这一分数，并将其视为“最小/剩余”孪晶分数。例如，图4a表示未变形非HT样品的这一分数，其中最小孪晶体积分数为0.4%，可以忽略不计，低于孪晶体积分数的测量误差（高达1%）。在HT@400C的情况下，由于在HT过程中发生了再结晶，“最小/剩余”孪晶分数约为1%。图4中显示的压缩样品的双重体积分数通过减去对应于未变形状态的“最小/剩余”孪晶分数进行了校正。尽管如此，压缩后的样品值仍然具有可比性（25 ± 1%），并且不受所应用的后续热处理（HT）的影响。下载：下载高分辨率图像（798KB）下载：下载全尺寸图像图4. 表示a) 初始非HT状态；以及b) 非HT、c) HT@300和d) HT@400样品中孪晶体积的方向图。3.4. 揭示活性变形机制3.4.1. 声发射（AE）分析考虑到非HT和HT@300样品具有相似的变形行为且断裂应变相对较低，而HT@400样品具有有希望的机械性能，这表明变形机制的活性存在差异，因此仅对非HT和HT@400样品进行了进一步研究。为了揭示活性变形机制及其在加载过程中的动态，结合变形曲线对AE信号进行了详细分析。图5显示了变形曲线以及由AE计数率（每秒的计数次数）表示的AE响应。非HT样品的AE信号非常低，尤其是在压缩过程中，而HT@400样品在拉伸和压缩时表现出强烈的AE响应。对于这两种样品，在屈服点（YP）附近都有AE响应增强的趋势，随后随着进一步加载而逐渐减弱。此外，在HT@400样品中，拉伸时在YP处观察到一个明显的AE计数率峰值，而在压缩时则没有明显的峰值，这表明尽管TYS和CYS的值相似，但活性变形机制存在差异。在所有样品中，裂纹和断裂的开始都导致了测试结束时的明显AE响应。然而，应该注意的是，由于拉伸和压缩试验的样品体积不同，AE信号（即本例中的AE计数率）应进行定性比较，并使用AE源的相对活性进行进一步分析。下载：下载高分辨率图像（582KB）下载：下载全尺寸图像图5. 拉伸（左列）和压缩（右列）应力与时间曲线，与非HT（上排）和HT@400（下排）样品的AE计数率相关。AE ASK分析的结果，通过能量-中值频率图中的AE簇分布和相对活性的时间依赖性来表示，分别显示在图6、图7、图8和图9中。需要注意的是，簇由PSD函数指定的7个参数表征，这里仅展示了能量-中值频率图，这可能会给人一种簇重叠的印象，尽管它们实际上是通过其他参数很好区分的。在拉伸过程中识别出三个统计上定义明确的簇，在压缩过程中识别出四个簇。由于AE记录在变形试验开始前几秒启动，第一个（黑色）簇在所有情况下都被归类为背景噪声（图6、图8）。这个簇的能量非常低，且频率区间较宽。为了更好地可视化，展示了去除背景噪声后的各个变形机制的相对活性的时间依赖性（图7、图9），这在非HT样品的压缩过程中尤为明显，因为其AE响应非常低（图5）。红色和蓝色簇出现在较宽的频率区间内，能量较低和/或中等，而深黄色簇仅出现在压缩过程中。根据簇的特征以及机械加载后的微观结构分析（图4），黄色簇被归类为孪晶成核。应该注意的是，孪晶成核会导致能量的突然释放，因此伴随着强烈的AE响应，而孪晶生长作为一种较慢的机制，则不会产生明显的AE响应[[46], [47], [48]]。考虑到红色和蓝色簇的时间出现和簇特征，两者都被归类为位错滑移，但它们表示不同类型的活性。因此，此后将红色和蓝色簇分别称为滑移I和滑移II。这些簇的性质和组成在讨论部分有进一步的阐述。下载：下载高分辨率图像（309KB）下载：下载全尺寸图像图6. 显示非HT（左）和HT@400（右）样品在拉伸过程中能量对中值频率依赖性的AE簇分布。下载：下载高分辨率图像（327KB）下载：下载全尺寸图像图7. 非HT（左）和HT@400（右）样品在拉伸过程中变形曲线的同时，显示了变形机制相对活性的时间依赖性。下载：下载高分辨率图像（265KB）下载：下载全尺寸图像图8. 显示非HT（左）和HT@400（右）样品在压缩过程中能量对中值频率依赖性的AE簇分布。下载：下载高分辨率图像（450KB）下载：下载全尺寸图像图9. 非HT（左）和HT@400（右）样品在压缩过程中变形曲线的同时，显示了变形机制相对活性的时间依赖性。变形机制相对活性的时间依赖性表明，在非HT和HT@400样品的拉伸过程中，变形的开始都伴随着滑移I（红色）簇的主导活性，直到接近YP（图7），而在压缩过程中，滑移I和II（红色和蓝色）簇交替出现（图9）。在压缩过程中接近YP时，孪晶（深黄色）簇变得明显（图9），且在HT@400样品中更为突出（图9右侧）。在拉伸过程中，未观察到归类为孪晶的簇。之后，在两种样品的拉伸和压缩变形曲线的平台期，滑移II（蓝色）簇占主导地位，HT@400样品中的强度略高。变形之后，主导机制发生变化。特别是，在拉伸过程中的平台期之后，滑移I（红色）簇在两种样品中都占主导地位直到断裂（图7）。相反，在压缩曲线的平台期之后，非HT样品中观察到滑移I和II（红色和蓝色）簇的交替，而在HT@400样品中观察到滑移I（红色）簇的逐渐增强。3.4.2. X射线线谱分析通过CMWP方法评估的非HT和HT@400样品在拉伸和压缩加载后的总位错密度和位错分数在表3中给出。由于双峰粒径分布，无法可靠地测量晶粒尺寸，因为CMWP方法假设单峰对数正态尺寸分布。这一微观结构特征导致该参数存在显著不确定性。两种样品状态下的位错密度（ρ）在压缩后都高于拉伸后。特别是，非HT样品在拉伸和压缩加载后的总位错密度差异是两倍的，而HT@400样品的这种差异（拉伸后的ρ与压缩后的ρ）不太明显（在测量误差范围内）。对于非HT样品，所有〈a〉（包括基面和非基面）位错与〈c + a〉位错的比率在两种加载方向上都是可比的，并且所有〈a〉位错的密度大约是〈c + a〉位密度的四倍。应该注意的是，在变形的非HT样品中（无论是压缩还是拉伸），基面和非基面〈a〉位错都对〈a〉型位错的总数量有所贡献；然而，基面〈a〉的贡献很小——大约为5-15%。在HT@400样品中，只有非基面〈a〉位错的贡献，因为没有检测到基面〈a〉位错的贡献。HT@400样品的〈a〉〈c+a〉值显著高于非HT样品（对于两种加载方向），表明非基面〈a〉位错对HT@400样品的塑性有更大的贡献。所有样品中〈a〉〈c+a〉位错分数的最高值出现在压缩后的HT@400样品中。表3. 拉伸和压缩加载后的平均位错密度（ρ）和位错分数。空单元拉伸压缩ρ (10^15 m^-2)〈a〉〈c+a〉ρ (10^15 m^-2)〈a〉〈c+a〉非HT2.7 ± 0.54.0 ± 0.85.4 ± 1.04.5 ± 1.3HT@4003.2 ± 0.68.7 ± 1.83.7 ± 0.711.7 ± 2.34. 讨论4.1. 关于HT的微观结构和机械性能所研究的合金在拉伸和压缩过程中都具有高强度和适度的断裂伸长率。这种增强的机械性能是由于其微观结构由非DRX和细小的DRX晶粒组成，这些晶粒内部均匀分布着富集溶质的CALs/CANaPs。基于CALs、CANaPs和LPSO相的Mg-Zn基合金也具有优异的性能，这一点在[10,22,28,49]中有报道。溶质富集的（CANaPs或LPSO）纳米片提供的强化机制也在[22,24,28]中进行了讨论。此外，非基面〈a〉滑移的优先活性需要较高的施加应力才能激活，从而导致材料的高强度。同时，随机取向的DRX晶粒也有助于适度的伸长率，这一点在低合金化的RSRC Mg-Zn基合金[10,49]以及具有多模态微观结构的富集Mg-LPSO合金[4]中也得到了证实。300°C的后续热处理对微观结构的影响较小：DRX晶粒的分数和平均粒径、整体纹理和CALs/CANaPs的分布几乎保持不变，如[23]中所报告的。因此，非HT和HT@300样品具有可比的机械性能。然而，显然300°C的热处理导致TYS略有增加，YP更加明显，从而导致拉伸-压缩YS不对称性减小，与非HT状态相比，见表2。在高于挤压温度（400°C）下的退火会导致再结晶，伴随着DRX晶粒分数和平均粒径的增加，整体纹理强度的降低以及CAL/CANaPs的重新排列，见图1和表1。这些观察结果与我们的先前工作[23]一致。微观结构的变化导致YS值降低和断裂伸长率增加（图2和表2）。尽管如此，应该注意的是，对于低合金化的Mg合金，其机械性能仍然非常出色（YS超过350 MPa，断裂伸长率接近20%），表明它们作为具有增强性能的轻质合金具有实际应用潜力。位错密度（见表3）与极限强度值相符：非HT样品的极限压缩强度（UCS）显著高于极限拉伸强度（UTS），而HT@400样品的UCS值略高于UTS（见图2和表1）。换句话说，压缩过程中的渐进应变硬化与拉伸后的位错密度相比具有更高的位错密度。对基面和非基面位错分数的分析表明，在非HT样品的压缩和拉伸过程中，基面〈a〉滑移对塑性变形有所贡献。相比之下，在具有更均匀微观结构的HT@400样品中，考虑到晶粒尺寸和CALs及CANaPs的分布，非基面〈a〉位错在〈a〉位错总数量中的显著主导地位显而易见。尽管使用CMWP拟合在未变形状态下可靠地确定位错密度具有挑战性，但还应考虑以下方面。众所周知，二级金字塔滑移的临界解析剪切应力对温度比基面滑移更敏感[50,51]。因此，金字塔滑移在300°C以上更容易被激活，导致350°C挤压时〈c + a〉位错的密度增加。在热处理过程中，大多数〈c + a〉位错由于其高能量而在变形前被湮灭。此外，热处理期间的再结晶导致平均粒径增加和取向的随机化。随后，在室温下的变形过程中，〈a〉型位错的活性增强导致所有样品类型的位错密度显著增加。非HT样品的较高〈c + a〉位错分数可以归因于其较小的晶粒尺寸，因为先前的研究表明，随着晶粒尺寸的减小，由于变形过程中晶界处产生的应力，〈c + a〉位错的激活会增加[52]。非HT和HT@400样品之间〈a〉和〈c + a〉位错种群之间的显著差异（通过〈a〉〈c+a〉分数的差异表示，见表3）也归因于变形前的热处理（HT）以及变形本身。4.2. 主要变形机制的一般方面在拉伸载荷下，变形被认为是完全由位错滑移介导的，因为没有孪晶活动的证据（见图4）。Gubicza等人[28]也报告称，这种合金的拉伸变形主要是通过非基面〈a〉位错在棱柱面和金字塔面上滑移来实现的。利用原位同步辐射XRD线形分析，他们发现非基面滑移的贡献占60-90%，而基面滑移的贡献约为20%。然而，另一项先前的研究[53]报告了〈c + a〉位错对提高TYS（拉伸强度与变形量比）的显著影响，因此也应该考虑它们的贡献。在压缩情况下，从微观结构观察（见图4）和ASK分析（见图8、图9）中都可以明显看出孪晶活动。此外，与孪晶相关的簇在弹性区域就已经开始活动，这在其他Mg合金中也有观察到，例如在[54]中有所报道。在压缩过程中，{101ˉ2}〈101ˉ1〉孪晶的激活也曾在低合金RSRC Mg-Zn基合金[49]和挤压Mg-LPSO合金[9]中得到报道，在这两种情况下，孪晶主要出现在非DRX（非定向再结晶）晶粒中。非DRX晶粒的适当取向，其c轴垂直于ED（拉伸方向），对于沿ED方向的孪晶激活至关重要，但在拉伸方向则不是这样。由于应用了热处理（HT）导致的再结晶，非DRX晶粒的比例减少，可以预期HT样品的孪晶活动也会减少。尽管如此，加载后的孪晶体积分数（见图4）在HT样品和非HT样品之间相当，表明非DRX和DRX晶粒中的孪晶活动是平衡的。这种合金在所有三种状态下的变形曲线都表现出YP（应力-应变）现象（见图2），这一现象在HT温度升高时变得更加明显。在RSRC低合金Mg-Zn-Y合金的拉伸加载过程中观察到的YP现象[55]被归因于移动位错的缺乏，这些位错被固定在了次级相和/或溶质原子上，当进一步加载时，被固定的非基面〈a〉位错的突然释放导致了应力下降。在压缩情况下，YP之后的应力下降和随后的长时间平台期可以归因于孪晶活动，这一点在包括平均晶粒尺寸为5-15 μm[56,57]甚至低于1 μm[56,57]的Mg合金中也有报道。此外，正如Garces等人[11]先前所报告的，在具有多模态微观结构的低合金Mg-Zn-Y挤压合金中，压缩屈服过程中非DRX晶粒中大量孪晶活动的变化可能导致拉伸-压缩YS（应力-应变）不对称性的反转。特别是，非DRX比例的减少导致孪晶活动减少，而屈服则由位错滑移控制，从而导致CYS（压缩强度与变形量比）高于TYS。在本研究中，非HT和HT@300状态观察到了相反的拉伸-压缩YS不对称性，但在HT@400状态则没有。然而，考虑到非HT和HT样品在压缩过程中的孪晶活动相似，YS值的变化，包括拉伸-压缩YS不对称性的反转，以及拉伸加载时YP形状的差异（见图2），应该归因于YP附近位错滑移活动的变化。值得注意的是，与非HT和HT@300样品相比，HT@400样品的再结晶和整体纹理的减少显著促进了不同取向晶粒中的位错滑移活动，同时伴随着位错滑移的Schmid因子值的变化。4.3. 通过AE（声发射）和XRD分析揭示的主导变形机制的相互作用非HT样品在加载过程中的低AE响应可以解释为初始（制备时）材料的晶粒尺寸较小，因为大量的晶界和制造过程中形成的位错网络阻碍了位错的运动，从而减少了AE信号。HT@400样品的AE响应整体增加（见图5）可以通过以下原因来解释：HT过程中的恢复过程减少了位错滑移和AE波传播的障碍。同时，再结晶和溶质偏聚分数（SFs、CALs、CANaPs）的重新排列增加了位错的平均自由路径，促进了它们的集体运动，这伴随着相对较高的AE响应。HT@400样品中非基面〈a〉滑移的增强活动以及强烈的AE也通过XRD测量得到的较高位错密度得到了证实（见表3）。无论样品状态和加载方向如何，在YP附近观察到的较高AE响应可以归因于强烈的雪崩式位错活动，在压缩过程中还可以归因于孪晶核的形成，这与其他Mg合金的观察结果一致[[58], [59], [60]]。随后AE计数率的逐渐减少可以与位错密度的逐渐增加和固定位错的形成相关联，这些固定位错减少了位错的平均自由路径，从而降低了位错雪崩的强度[[61], [62], [63]]。此外，AE计数率的时间变化（见图5）表明了主导变形机制之间的转变。特别是在HT@400的拉伸过程中，AE计数率的显著减少与YP应力下降同步，可以与变形过程之间的快速转变相关联。而在HT@400的压缩过程中，AE计数率的平稳发展表明了几种变形机制的同时活动和相互作用。ASK结果使这一点更加清晰（见图7、图9）：在拉伸加载过程中观察到两种过程之间的明显切换，而在压缩过程中则发生了机制的改变。如上所述，两种状态下的样品在压缩加载过程中都伴随着变形孪晶机制。尽管非HT和HT@400样品在压缩加载后的孪晶体积分数相当，但ASK结果表明HT@400样品中的孪晶核形成活动更为显著。这可以通过孪晶核形成对微观结构类型的特异性来解释，包括晶粒的尺寸和取向。孪晶核形成对晶粒尺寸敏感，首先在较大晶粒中启动，只有在进一步加载后才会出现在较小晶粒中[60,64]。这表明在非HT和HT@300样品的情况下，由于其双模态微观结构，孪晶最初在非DRX晶粒中激活，这些晶粒具有适合其激活的取向，只有在施加更高载荷时才出现在DRX晶粒中。相比之下，HT@400中的再结晶导致了均匀微观结构的形成，使得孪晶能够在足够大的晶粒中同时形成，从而产生更强的AE响应。然而，在整个变形过程中，两种状态下的合金最终在加载结束时容纳了相同的孪晶体积。HT@400样品中更强烈的孪晶核形成可能导致CYS的减少，与非HT样品相比，从而导致拉伸-压缩YS不对称性的反转（从负值变为正值ΔYS = TYS – CYS，见表3），即从反向情况转变为常规情况，其中TYS>CYS。除了孪晶核形成的差异外，ASK分析还表明了拉伸和压缩过程中以及与HT相比的AE变化。在之前的研究中使用原位XRD同步辐射测量[28]观察到相同材料在拉伸加载过程中位错活动的应变依赖性变化和相应的硬化。为了解释这些结果，提出了一个简化模型，考虑了在纹理化的Mg-LPSO合金中棱柱面〈a〉位错之间的相互作用，其中一个棱柱面垂直于加载轴[28]。这个模型也可以用于验证ASK分析的结果，因为纹理是相同的，而且大多数位错是非基面〈a〉类型的，正如CMWP拟合分析所揭示的；因此，下面简要描述了这个模型。由于纹理的原因，一个垂直于加载轴的棱柱面是不活跃的，因为其Schmid因子为零。在另外两个棱柱面上，位错滑移并相互作用。由于CANaPs和LPSO板位于基面中，它们成为位错运动的强大障碍，因此棱柱面〈a〉位错在它们之间弯曲，如图[28]中的图19a所示。当两个弯曲的棱柱面〈a〉位错在不同平面上滑移时，可能会发生两种情况。如果反应在能量上是有利的（取决于相互作用位错的线和Burgers矢量），则在第三个棱柱面上形成一个新的〈a〉类型位错（见图[28]中的图19c）。由于后者平面垂直于加载轴，这个新形成的棱柱面〈a〉位错是固定的。如果两个初始棱柱位错之间的反应不是优选的，则在它们的交点处会形成一个凸起（见图[65]中的图15a）。这个凸起的线和Burgers矢量都是〈a〉类型的，因此这个凸起只能在基面上滑移（基面凸起）。由于基面平行于加载轴，这个基面凸起是不动的，因为其Schmid因子为零。总之，Mg-LPSO合金中具有〈101ˉ0〉纹理的棱柱位错之间的相互作用产生了许多滑移障碍，如基面凸起。在低应变下，大部分弯曲的位错可以找到在CANaPs和LPSO板附近（见图[28]中的图19a），因此，在它们上形成的不动的基面凸起不能作为额外的障碍。在较高应变下，大量的棱柱位错弯曲并填充了CANaPs/LPSO板之间的空间，从而成为进一步在替代棱柱面上滑移的位错的额外障碍。因此，棱柱位错之间的相互作用除了由次级相提供的强化外，还导致了额外的硬化。如果考虑金字塔-金字塔或金字塔-棱柱〈a〉位错之间的相互作用，这些位错之间的反应不会导致固定位错的形成。另一方面，基面凸起的形成也在这些情况下起作用，这些凸起是不动的，并且由于合金的晶体学纹理而成为障碍。根据上述模型，本工作中识别的簇可以如下分配。红色簇（位错滑移I）首先被激活，无论样品状态和加载方向如何，可以与连续的雪崩式非基面〈a〉位错滑移相关联。而蓝色簇（位错滑移II）对应于较不强烈的非基面〈a〉位错滑移，受到新形成的棱柱面〈a〉位错与之前已经在替代棱柱面上滑动的CALs/CANaPs棱柱面〈a〉位错相互作用的影晌。考虑到ASK分析的结果（见图7、图9）和提出的簇分配，拉伸加载过程中的变形（在非HT和HT@400样品中，见图7）首先是强烈的非基面〈a〉位错滑移（红色簇），然后是受基面凸起影响的较不活跃的位错滑移（蓝色簇滑移II在YP附近的活动），直到位错系统达到临界状态。随着进一步加载，被固定的位错解锁以重新激活它们的运动（红色簇），伴随着类似于变形开始时的AE事件。在压缩过程中，观察到在达到YP之前（见图9），不同类型位错滑移（红色簇与蓝色簇）之间的竞争现象。这种现象可以通过多个非基底滑移系统的同时活动以及金字塔形〈c + a〉滑移活性的差异来解释。根据[66]的研究，金字塔形〈c + a〉滑移在压缩时伴随着交叉滑移，而在拉伸时则不会；因此，在压缩情况下观察到蓝色簇的活性更高（这与受障碍物影响的非基底位错滑移强度较低有关）。随后的变形过程主要由孪生作用驱动，这可以通过孪生核化（黄色簇）的活性来体现。由于孪生生长不会产生可检测的声发射（AE）信号，另一种机制——即强度较低的非基底位错滑移（蓝色簇滑移II）变得更为显著，这种滑移受到基底凸起和孪晶界的影响。同时，孪生作用使原始晶格逐渐重新定向约90度。重新定向的孪晶部分为位错滑移提供了空间，而这些位错滑移在初始晶格取向不利于加载时受到了限制，从而促进了与雪崩式位错滑移相关的红色簇的形成。然而，由于只有部分晶粒发生了重新定向（在加载结束时仅达到25%），具有不同取向（原始取向和孪生取向）的晶粒的贡献导致了红色簇和蓝色簇之间的竞争。对于HT@400样品的压缩情况（见图9右侧），红色簇的显著优势以及由此产生的强烈雪崩式位错滑移可以通过其均匀的微观结构和较大的DRX晶粒平均尺寸来解释。研究表明，在HT@400样品中，孪生过程完成得更快；而在非HT样品中，即使在变形后期，DRX晶粒中仍会继续形成孪晶。蓝色簇的更强贡献（对应于“非基底位错滑移与现有障碍物的相互作用”）可以与HT@400样品在拉伸过程中更明显的YP现象相关联（见图7右侧）。相反，非HT样品中较不活跃的蓝色簇导致了较不明显的YP现象（见图7左侧）。因此，可以得出结论：非基底位错与障碍物（如CALs/CANaPs、基底凸起、固定住的非基底位错）之间的更强相互作用会导致更明显的YP现象。这一观察结果也与先前的研究一致，这些研究初步表明YP现象与位错的解禁和突然释放有关[55]。

**结论**
利用先进的原位AE技术结合SEM和XRD测量方法，分析了导致低合金快速凝固MgZnYAl合金机械性能提升的变形机制。此外，还进行了300°C和400°C的后处理热处理，以评估微观结构的稳定性及其对机械性能的影响。ASK聚类分析提供了关于变形机制动态的额外信息。从研究结果中得出以下结论：
- 只在压缩过程中观察到孪生现象。尽管非HT样品和HT@400样品中的孪生体积分数相当，但ASK分析表明HT@400状态下的孪生核化活性更高，这与再结晶后更均匀的微观结构以及孪生核化对晶粒尺寸的敏感性有关。
- 在拉伸和压缩过程中都识别出两个与位错滑移相关的簇，但它们的活动类型不同。第一个簇对应于晶粒中非基底〈a〉位错的无障碍连续滑移，而第二个簇则与新形成的棱柱形〈a〉位错与其他位错类型障碍物的相互作用引起的突然位错运动有关。CMWP分析证实，在非HT和HT@400样品中，非基底〈a〉位错在所有〈a〉型位错中占主导地位。
- 拉伸变形（与HT状态无关）首先由强烈的非基底〈a〉位错滑移实现，随后由于基底凸起的阻碍，滑移活性减弱，直到位错系统达到临界状态，此时固定住的位错重新激活。在压缩过程中，两个滑移相关簇之间的竞争可以通过多个非基底〈a〉滑移系统与金字塔形〈c + a〉滑移的同时活动以及孪生作用来解释。在HT@400样品的压缩过程中，由于孪生作用的促进，无障碍滑移变得占主导地位。
- 考虑到非HT和HT样品在压缩过程中孪生的贡献总体相当，HT@400样品的逆向拉伸-压缩应力-应变不对称性（TYSCYS）归因于YP附近位错滑移活性的变化。非基底位错与障碍物（如CALs/CANaPs、基底凸起、固定住的非基底位错）之间的更强相互作用导致了更明显的YP现象。

**数据可用性**
数据可应要求提供。

**作者贡献声明**
Andrea Farkas：撰写——审阅与编辑、原始草稿撰写、可视化、验证、资源准备、方法论研究、资金获取、正式分析、概念构建。
Gergely Farkas：撰写——审阅与编辑、可视化、方法论研究、资金获取、正式分析。
Patrik Dobroň：撰写——审阅与编辑、可视化、验证、方法论研究、资金获取、正式分析、概念构建。
Jen? Gubicza：撰写——审阅与编辑、可视化、方法论研究、资金获取、正式分析。
Péter Nagy：可视化、方法论研究、正式分析。
Zsolt Beke：可视化、方法论研究、正式分析。
Shin-ichi Inoue：方法论研究、正式分析。
Yoshihito Kawamura：资源准备、资金获取。
Kristián Máthis：撰写——审阅与编辑、可视化、验证、资源准备、方法论研究、资金获取、正式分析、概念构建。
Daria Drozdenko：撰写——审阅与编辑、原始草稿撰写、可视化、验证、方法论研究、资金获取、正式分析、概念构建。