宋 波 ，辛仁龍，孫立云，陳 剛，劉 慶

(1. 重慶大學 材料科學與工程學院，重慶 400044；2. 西南大學 材料與能源學部，重慶 400715)

為了應對全球能源與環(huán)境問題，開發(fā)比強度高且易回收的綠色結構材料是未來發(fā)展的方向之一。因此，具有低密度、高比強度和比剛度且易于回收等優(yōu)點的鎂合金受到國內(nèi)外研究學者的廣泛關注[1]。近十多年來，關于密排六方結構(HCP)鎂合金塑性變形機制及加工工藝的研究取得了極大的進展，并形成了具有鎂合金特色的塑性變形理論[2-4]。與立方結構金屬相比，鎂合金的各向異性行為是鎂合金獨特的變形特征，從而也獲得了廣泛的研究興趣。特別地，大多數(shù)鎂合金在拉伸和壓縮時會表現(xiàn)出明顯不同的屈服強度，即拉伸壓縮屈服不對稱性(Tension-compression yield asymmetry，TCYA)[5]。由于一些結構件材料(如支撐橫梁)的使用會同時承受拉伸和壓縮應力，因此，TCYA的存在限制了這些鎂合金結構件的應用。此外，用于交通工具及日常用品等行業(yè)的鎂合金材料，通常在服役期間會受到反復的應力加載。TCYA的存在也會影響反復加載的疲勞壽命且增加了性能評估的難度[6-7]。因此，研究鎂合金中TCYA的微觀機理、影響因素及控制方法，對于鎂合金的設計以及進一步廣泛的應用具有重要的意義。本文作者基于此背景及近期國內(nèi)外研究成果，綜述了鎂合金TCYA的影響因素及控制方法，并提出此領域研究的展望。

1 拉伸壓縮不對稱性的形成機理

大多數(shù)鎂合金為HCP結構，這樣的低對稱性導致了各個滑移系啟動的臨界剪切應力(σcr)相差很大。室溫下，單晶鎂的基面滑移最易開動，其σcr僅為0.5~0.7 MPa，而非基面滑移的σcr約為基面滑移的100倍[8-9]。因此，單晶鎂有強的塑性各向異性。此外，和其他HCP合金一樣，孿生是鎂合金重要的塑性變形機制[5]。特別地，{1 012}拉伸孿晶的σcr遠小于非基面滑移，因此在常溫下很容易開動[5]。 拉伸孿晶的激活會極大地降低鎂合金材料的屈服強度。然而，孿生能否發(fā)生與晶體的c/a值及外加載荷的方式有很大的關系[10]。對于軸比約為1.624(＜3)的鎂合金而言，{1 012}拉伸孿晶只有在平行于晶粒c軸受拉伸應力或者垂直于c軸受壓縮應力時才能發(fā)生[10]。因此，孿生的產(chǎn)生具有極性。這也是導致拉伸壓縮不對稱性的主要因素。對于單晶鎂而言，沿c軸拉伸時，拉伸孿晶的發(fā)生致使屈服應力和塑性變形初始階段的加工硬化率都很低，從而表現(xiàn)出明顯的TCYA，如圖1所示[11]。

圖1 鎂單晶體在不同應力狀態(tài)下的應力-應變曲線[11]Fig. 1 Stress-strain curves of magnesium single crystal at different stress states[11]

與單晶不同的是，在多晶鎂合金的研究中發(fā)現(xiàn)非基面滑移與基面滑移的σcr為 3~17[12-14]。越來越多的研究發(fā)現(xiàn)柱面滑移在多晶鎂合金塑性變形過程中起重要作用[15-16]，然而，在多晶鎂合金中，拉伸孿晶的σcr依然遠小于非基面滑移的，并在塑性變形中起到重要的作用[5]。此外，HCP結構的鎂合金在加工和變形過程中很容易產(chǎn)生織構[17-18]。如鎂合金軋制過程中會形成強的基面織構，即晶粒的c軸平行于板材法向(ND)[17]。因此，在平行于軋制方向(RD)的應力狀態(tài)下，基面滑移難以激活。在沿著RD壓縮時，拉伸孿晶極易產(chǎn)生，而沿著RD拉伸時孿生被抑制。從而壓縮時的屈服強度要遠低于拉伸的。圖 2所示為軋制態(tài)ZK60板的拉伸和壓縮曲線及變形3%時的顯微組織。沿RD方向壓縮3%后產(chǎn)生了大量的拉伸孿晶，而拉伸3%后基體中幾乎沒有孿晶。大量的拉伸孿晶的發(fā)生致使壓縮屈服強度遠小于拉伸屈服強度，表現(xiàn)出明顯的拉伸壓縮屈服不對稱性。

綜上可知，織構化鎂合金的TCYA主要源于孿生的極性。因此，減小或消除拉伸壓縮不對稱可從以下兩個方面著手：其一，減小孿晶在鎂合金塑性變形過程中的貢獻；其二，降低拉伸和壓縮過程中主導變形機制間σcr的差值。一般而言，TCYA采用壓縮屈服強度(σcys)與拉伸屈服強度(σtys)的比值(σcys/σtys)來衡量。這個值越接近1代表拉伸壓縮屈服不對稱性越小。

2 拉壓不對稱性的影響因素及控制方法

2.1 織構的影響

對于鎂合金織構與性能的關系，國內(nèi)外研究學者已進行了大量的研究[19-22]。在較低溫度下(＜150 ℃)，初始織構對鎂合金單軸拉伸和壓縮時的變形行為(屈服強度、應變硬化行為)有極大的影響[2]。圖3所示為加載方向(LD)與擠壓棒的擠壓方向(ED)成不同角度樣品的拉伸和壓縮應力-應變曲線[22]。當加載方向與擠壓方向平行時(0°)，材料表現(xiàn)出很高的TCYA。而隨著這一角度的增加，材料的TCYA降低。可見，初始織構對鎂合金材料的 TCYA和變形行為都有極大的影響?？棙媽饘俨牧狭W行為的影響主要歸因于在不同應力狀態(tài)下啟動的主導變形模式(包括滑移和孿生)不同?；坪蛯\生的開動一般都受取向因子(Schmid factor，F(xiàn)S)控制。對于鎂合金而言，一個變形模式?jīng)Q定的屈服應力可通過計算σcr與FS的比值(σcr/FS)來半定量地評估，且具有較小的σcr/FS值的變形模式最容易激活[23-24]。通過調(diào)整鎂合金的初始織構，可以有效地調(diào)整各變形模式的σcr/FS值，從而改變各變形模式對塑性變形的貢獻。沿同一方向拉伸或壓縮，對于同一滑移系的FS值是相同的。TCYA的出現(xiàn)主要歸因于{1 012}孿生存在極性，致使在拉伸和壓縮過程中{1 012}孿生發(fā)生的難易程度有較大的差異。因此，通過調(diào)整織構來弱化這種差異可以降低鎂合金材料的TCYA[22]。

圖3 沿不同取向加載時，擠壓態(tài)AZ61合金的拉伸和壓縮應力-應變曲線[22]Fig. 3 Tensile and compressive stress-strain curves of extruded AZ61 at the onset of yielding for different tilt angles between ED and LD[22]

首先，弱化織構可降低拉伸和壓縮應力下拉伸孿晶的σcr/FS的差異，從而降低{1 012}孿生對拉伸和壓縮屈服強度貢獻的差異。因此，弱化織構可有效降低TCYA。例如，弱織構的AZ80合金的拉壓不對稱性遠小于擠壓態(tài)AZ80棒的[25-26]。其次，改變織構取向，可以調(diào)控決定屈服的變形機制。圖 4[24]所示為不同變形模式的σcr/FS作為ψ角的函數(shù)曲線圖。其中ψ為LD與ED的夾角[24]。由圖4可知，應力軸與晶粒取向的關系極大地影響各變形模式的σcr/FS值。在某一應力狀態(tài)下，通常具有最小σcr/FS值的變形模式將會是決定屈服的主導變形機制。隨著加載方向的改變，基面滑移和柱面滑移σcr/FS值的變化趨勢是相同的，而{1 012}孿生的變化不同。當LD與ED成0°時，壓縮的主導變形機制為拉伸孿晶，而拉伸時孿晶被抑制(孿生的極性)。此時，材料表現(xiàn)出較大的 TCYA。當 LD與 ED 成 45°時，拉伸和壓縮時{1 012}孿生的σcr/FS值幾乎相等。此時，拉伸和壓縮時基面滑移的σcr/FS值都遠低于{1 012}孿生和柱面滑移的，并成為其主導變形機制。因此，材料表現(xiàn)出較低的 TCYA。這同樣也說明了變形鎂合金的TCYA極大地依賴于{1 012}孿生的激活。

圖4 不同加載角度下各變形模式的σcr/FS值的變化曲線[24]Fig. 4 Variation of σcr/FS of deformation modes under different load angles[24]: (a) Tension; (b) Compression

織構控制是決定TCYA的關鍵因素。鑄態(tài)合金雖然沒有 TCYA，然而性能較差且強度較低。而鎂合金在常規(guī)的軋制和擠壓變形過程中很容易產(chǎn)生織構，從而導致強的 TCYA。若在具有織構的材料中沿某一方向切取具有特定晶粒取向的型材，這樣零件尺寸會受到極大的限制且加工費用較高。目前，通過異步軋制[27]、交叉軋制[28]、單向多道次彎曲[29]和等通道角擠壓[30]等工藝可以調(diào)控織構，改善鎂合金的加工性能、強韌性及各向異性。

2.2 晶粒尺寸的影響

孿生和滑移除了受到 SF的影響以外，也會受到晶粒尺寸的影響。首先，晶粒細化使晶界移動和非基面滑移的啟動更加容易[31-32]；其次，孿晶一般在晶界處形核，而粗晶內(nèi)的位錯滑移程大，晶界附近應力集中更嚴重。因此，孿晶易發(fā)生在粗晶內(nèi)。隨著晶粒尺寸的減小，塑性變形過程容易通過交滑移、非基面滑移和晶界滑動以及動態(tài)回復等過程來釋放應力集中，從而也會降低孿生的貢獻[24,32]。近來，PEI等[33]做了更為細致的工作。他們發(fā)現(xiàn)：在較小晶粒中，孿生的發(fā)生將被延遲。此外，孿晶變體的發(fā)生也受到晶粒尺寸效應的影響。圖5所示為AZ31軋板以150 ℃沿TD方向壓縮10%后的顯微組織及孿晶變體分布作為晶粒面積的函數(shù)分布圖[33]。小晶粒中的孿晶多為符合Schmid理論的孿晶類型，而隨著晶粒面積的增加，不符合 Schmid因子理論的孿晶類型也容易產(chǎn)生。綜上所述，細化晶粒會降低孿生產(chǎn)生的比率。這對改善鎂合金的TCYA是有利的。

考察細晶強化對滑移和孿生啟動的硬化作用可以更直觀地理解晶粒尺寸對鎂合金材料TCYA的影響。一般而言，材料的強度與晶粒尺寸符合經(jīng)典的Hall-Petch關系(σ=σ+kd-1/2)，即隨著晶粒尺寸的

y0

圖5 AZ31軋板在150 ℃下壓縮變形10%后的顯微組織圖和{0001}極圖以及具有壓縮方向?qū)?α＞0.6的所有晶粒的面積分布[33]Fig. 5 Microstructure and {0001} pole figure (compression axis at center) for samples after uniaxial compression at 150 ℃to strain of 10%(a) and distribution of grain area for all grains with compression axis directions corresponding to α＞0.6(b)(where α is ratio of the fourth ranked FS to the first ranked FS)[33]

減小，材料的強度會提高。反之，強度下降。研究表明[34-36]，對于鎂合金而言，不管是由滑移決定的屈服還是由孿生決定的屈服，均符合 Hall-Petch關系。BARNETT等[34]通過考察不同晶粒尺寸鎂合金的壓縮變形行為發(fā)現(xiàn)，晶粒尺寸對滑移和孿生決定的應力都有極大的影響。圖6[34]所示為AZ31擠壓棒在150 ℃壓縮變形時在應變0.002和0.2下的Hall-Petch關系圖，并揭示對于孿生決定應力的K值要高于滑移決定應力的K值。BOHLEN等[35]也得到類似的結果。這就意味著隨著晶粒尺寸的降低以孿生為主導變形機制決定的屈服強度增量要高于滑移決定的屈服強度增量。這也進一步證實通過細化晶?？捎兄诮档?TCYA。在實際的研究中也證實：隨著晶粒尺寸的減小，變形過程中孿晶的產(chǎn)生率會明顯地降低，而 TCYA隨之改善[24,35,37]。陶俊[38]得出了cysσ/tysσ和晶粒尺寸d間的數(shù)學公式，即cysσ/tysσ=1.02-0.12lnd。他們推測AZ31鎂合金拉壓不對稱消失的臨界晶粒尺寸為d=(1.18±0.6) μm。隨后YIN等[37]通過實驗得出：當晶粒尺寸細化到0.8 μm時，AZ31鎂合金的TCYA幾乎消除，且與織構存在與否無關。

圖6 AZ31擠壓棒在150 ℃下晶粒尺寸對壓縮變形時應變?yōu)?.002 和0.2時的 Hall-Petch關系圖[34]Fig. 6 Hall-Petch plots of AZ31 bar extruded at strains of 0.002 and 0.2 and 150 ℃[34]

2.3 預置孿晶片層的影響

采用快速凝固[39]、粉末冶金[40]和合金化[41]等方式可以獲得細小的組織。此外，通過熱加工過程中的動態(tài)再結晶行為也可以達到細化晶粒的目的[37,42]。細晶強化就是通過這些特殊的工藝來增加晶界的量，進而提高材料的強度。孿晶界是一種特殊的晶界。最近的研究發(fā)現(xiàn)通過預變形引入大量孿晶界面也可以提高鎂合金板材的強度[43-45]。圖7[44]所示為AZ31熱軋板通過沿TD方向冷軋3%且退火后(PRA 3%)材料的組織演變和RD方向的力學性能。沿TD預軋后，組織中出現(xiàn)了大量的{1 012}孿晶界面。此外，孿晶片層的出現(xiàn)致使沿RD方向拉伸和壓縮的屈服強度分別提高34和49 MPa，且σcys/σtys的比值也從0.43提高到0.61[44]。圖8所示為沿RD方向變形時變形方向與PRA試樣的織構c軸的取向關系[45]。原始板材為典型的基面織構，因此，織構的c軸平行于ND方向。沿TD側軋后，由于{1 012}孿生的發(fā)生形成了c軸//ND和c軸//TD 兩種織構組分(見圖 7(b)和圖 8)。然而，當沿RD變形時，c軸//ND和c軸//TD兩種織構的c軸都與變形方向垂直。因此，PRA并沒有改變應力軸與織構c軸的取向關系，也就是說 PRA處理沒有改變沿RD拉伸和壓縮的主導變形機制。因此，性能的改變主要由于孿晶界的切割導致的。事實上，孿晶界切割晶粒提高鎂合金板材強度的機理類似于細晶強化的作用[44]。圖9所示為PRA樣品沿RD壓縮3%后的EBSD圖[44]。圖中晶粒A為母晶，晶粒C為PRA過程中產(chǎn)生的孿晶片層，而晶粒B和D為沿RD方向壓縮過程中產(chǎn)生的孿晶片層。可見，預置孿晶界的存在極大地抑制了沿RD壓縮過程中{1 012}孿晶的長大，進而降低了壓縮過程中孿生產(chǎn)生的比率[44]。從而，PRA處理也可以有效地改善鎂合金的 TCYA。值得注意的是，通過預變形引入的{1 012}孿晶會引起織構的變化。由于織構的影響，故PRA處理僅可以改善鎂合金材料特定方向的力學性能。

2.4 合金化的影響

合金化是改善金屬材料性能的有效手段。通過以上分析得知，晶格參數(shù)、織構取向、各變形模式的σcr以及晶粒尺寸等都可以影響鎂合金材料的 TCYA。因此，若能通過合金化調(diào)整以上組織參數(shù)就可以調(diào)控材料的TCYA。

圖7 原始板EBSD圖和{0001}極圖和PRA 3%板材的EBSD圖和{0001}極圖以及沿RD方向的拉伸壓縮真應力-應變曲線(EBSD圖中的灰色區(qū)域為{1 012}孿晶片層)[44]Fig. 7 EBSD maps and {0001} pole figures of as-received(a) and PRA 3%(b) and tensile, compressive true stress-strain curves along RD(c) (Gray zones in EBSD maps are {1 012} twin lamellae)[44]

圖8 沿RD方向拉伸壓縮時PRA試樣中晶粒的c軸與變形方向的取向關系示意圖[45]Fig. 8 Schematic diagram illustrating orientation of deformation direction with respect to c-axis in PRA samples[45]

圖9 PRA 3% 試樣沿RD壓縮3%后的EBSD圖及晶粒A~D的典型區(qū)域放大圖(A-B、A-C和C-D界面(見白色箭頭)均為{1 012}孿晶界)[44]Fig. 9 EBSD maps of PRA3% samples after 3% compression along RD and enlarged zone of grains A-D (Grain boundaries A-B,A-C and C-D indicated by white arrows are identified as {1 012} twin boundaries)[44]

2.4.1 合金元素影響晶格參數(shù)與變形模式

研究顯示合金元素的固溶可能會改變鎂合金的晶格參數(shù)(a和c/a)[14,46-47]。AGNEW等[14]發(fā)現(xiàn)鎂合金中隨著Li或Y元素固溶含量的增加，鎂合金的c/a值降低(見圖10)。c/a值對材料的變形機制及性能都有較大的影響。首先，孿晶模式的激活與c/a的值有直接的關系[10]。PEKGULERYUZ等[46]通過研究c/a值對軋制性能的影響發(fā)現(xiàn)軸比對鎂合金軋制過程中的邊裂有較大的影響。這一影響主要就是c/a影響孿生模式的結果。其次，c/a值和固溶元素會影響鎂合金中不同變形模式的平衡。AGNEW等[14]的研究顯示，隨著c/a值的降低，由于晶格結構的對稱性更強，因此滑移更容易激活。BLAKE等[48]研究發(fā)現(xiàn)，當Zn的固溶量小于0.6%(摩爾分數(shù))時，柱面滑移被軟化。

圖 10 衍射試驗獲得的鎂合金的極軸比與合金組分含量的函數(shù)關系[14]Fig. 10 Axial ratio (c/a) as function of alloy composition obtained from diffraction experiments[14]

通過TCYA的形成原因可以推測：降低晶格的不對稱性促進非基面滑移的激活以及通過合金化軟化柱面滑移等都有利于TCYA的降低。因此，通過合金化改變鎂合金的晶格參數(shù)也是改善材料TCYA的方法之一。近年來，BOHLEN等[35]發(fā)現(xiàn)通過添加Al元素可降低鎂合金的TCYA。并通過討論推測Al的添加改變了基面和非基面滑移的激活，從而降低了孿生的貢獻。目前，關于晶格參數(shù)與鎂合金拉壓不對稱性的研究還未見系統(tǒng)報道。

2.4.2 合金元素影響變形織構

鎂及其合金在加工過程中極易產(chǎn)生織構。由 2.1節(jié)可知，通過弱化織構和改變織構組分是改善拉壓不對稱性的有效途徑。而合金化也可成為改善形變織構的有效方法。首先，合金化通過影響變形機制而影響形變織構。如AGNEW等[14]發(fā)現(xiàn)含Y和Li的鎂合金，由于c/a值的降低使滑移更容易開動，因此平面應變壓縮下的織構不是典型的基面織構，而是形成雙峰織構。LI等[49]通過對比AZ31、AZ61和AZ91合金的熱壓縮變形發(fā)現(xiàn)，3種合金在壓縮過程中表現(xiàn)出不同的織構演變。這主要是由于高Al含量的AZ系合金中析出相的存在阻礙孿生而增強動態(tài)再結晶發(fā)生的結果。其次，合金化也可能影響鎂合金在熱變形過程中的再結晶形核和長大，從而影響再結晶織構。例如：稀土元素的加入會弱化或者改變再結晶的織構[50-55]。圖11所示為525 ℃下熱軋態(tài)Mg-Y-Nd合金的顯微組織及沿RD方向的拉伸和壓縮應力應變曲線。與傳統(tǒng)鎂合金的軋制織構相比，熱軋后Mg-Y-Nd合金的織構分布比較分散且極峰偏離ND方向20°~30°。圖11(b)顯示具有弱基面織構的軋制態(tài) Mg-Y-Nd合金表現(xiàn)出較小的TCYA(CYS/TYS約為1±0.1)。前期的研究也顯示除了弱織構的影響外，該合金中孿生對塑性變形的貢獻非常有限[56]。一些學者認為稀土元素對再結晶織構的影響主要是由于稀土元素改變了鎂合金的動態(tài)再結晶的形核方式，從而弱化了織構[53]。有些稀土元素的加入不僅弱化了變形織構，而且會產(chǎn)生異常于傳統(tǒng)變形鎂合金的織構組分。近年來，ROBSON 等[54]考察了不同擠壓工藝下 Mg-6Y-7Gd-0.5%Zr(質(zhì)量分數(shù))合金的顯微組織。結果顯示該合金在擠壓過程中形成了c軸//ED的異?？棙嫛＿@種異常的織構組分在一定程度上影響TCYA[54]。

2.4.3 合金元素的細晶作用

由2.2節(jié)可知，細化晶粒即可提高強韌性又能改善 TCYA。研究顯示，某些合金元素對于鎂合金晶粒尺寸的控制是非常重要的。如 Mg-Zn合金系中加入Zr元素[57]，Mg-Al合金中加入含碳化合物都可有效細化晶粒[58]。稀土元素(Ce、Nd、Sr等)的加入也可有效細化鑄錠的組織[59]。此外，固溶原子與晶界的交互作用以及析出相的釘扎作用也可有效控制熱變形和熱處理過程中的晶粒尺寸[60]。與擠壓態(tài)AZ31合金相比，擠壓態(tài) Mg-8Sn-1Al-1Zn合金具有較小的拉伸壓縮不對稱性。其機制便是由于 Mg-8Sn-1Al-1Zn合金中Mg2Sn相的出現(xiàn)有效地抑制擠壓過程中動態(tài)再結晶的長大，并導致了晶粒細化[61]。

目前，合金化及熱處理對鎂合金TCYA影響的研究還很少。然而，合金化和隨后的熱處理作為調(diào)控變形織構與再結晶行為的有效方法將會對鎂合金 TCYA的控制和改善有重要的應用價值。

圖11 軋制態(tài)Mg-Y-Nd合金的顯微組織和{0001}極圖以及沿RD方向變形的真應力-應變曲線Fig. 11 Microstructure and {0001} pole figure of rolled Mg-Y-Nd alloy(a) and true stress-true strain curves of rolled Mg-Y-Nd alloy deformed along RD(b)

2.5 第二相粒子的影響

隨著高強度鎂合金的需求和發(fā)展，析出強化合金成為鎂合金研究的一個重要的方向。針對鎂合金特有的塑性變形特征，析出強化合金的各向異性行為成為研究的熱點[4]。近年來的研究已經(jīng)顯示析出相對鎂合金的滑移和孿生都有影響，進而影響變形鎂合金的各向異性[25,56,62]。事實上，早在 20世紀 60年代，CLARK和CHUN等 就發(fā)現(xiàn)Mg-Zn合金中的析出相可以抑制機械孿生。由于{1 012}孿生極大地影響鎂合金的各向異性和拉壓不對稱性，因此，析出相對{1 012}孿生行為的影響又再次成為近來研究的熱點[66-67]。近年來的研究發(fā)現(xiàn)，析出相可以有效地降低AZ91和AZ80鎂合金的TCYA[25-26,62,68-69]。一些研究認為析出相對TCYA的影響主要通過控制孿生比率來實現(xiàn)的[25-26]。例如JAIN等[25]發(fā)現(xiàn)高密度的Mg17Al12[63-64][65]析出相的出現(xiàn)極大地降低了孿生產(chǎn)生的比率，從而消除了具有較弱織構 AZ80合金的 TCYA。最近，STANFORD等[69]的研究證實了時效處理也可以極大地改善擠壓態(tài)AZ91合金的拉壓不對稱性。他們的研究發(fā)現(xiàn)，大量片層狀的Mg17Al12相的出現(xiàn)并沒有改變壓縮過程中的孿生比率，而是極大地抑制了孿晶的長大。與滑移不同，孿生涉及到兩個過程，即孿生的形核和長大。雖然已發(fā)現(xiàn) Mg17Al12相可以極大地硬化{1 012}孿生并降低變形鎂合金的TCYA，然而析出硬化是增加了孿生形核的應力還是阻礙了孿生的長大，目前尚存在一些爭議。

對于鎂合金而言，具有豐富的析出相形態(tài)。這些析出相往往具有一定的慣習面，如 AZ系合金中Mg17Al12相為基面析出相[68]，稀土鎂合金中析出相的慣習面為柱面[70]，Mg-Zn-Zr合金中析出相包括基面盤狀和c軸棒狀兩種相[71]等等。那么不同形態(tài)的析出相是否都可以改善鎂合金的 TCYA呢？近年來，ROBSON等[62]系統(tǒng)研究了析出相形狀對滑移和孿生的影響，并揭示了析出相形狀對變形鎂合金拉伸壓縮不對稱性的影響。他們通過采用Orowan模型的理論計算以及實驗研究發(fā)現(xiàn) AZ91擠壓棒經(jīng)時效后，Mg17Al12基面板的析出降低了 TCYA；然而 Z5擠壓棒經(jīng)時效后，c軸棒狀析出相的出現(xiàn)增加了TCYA，如圖12所示[62]。由于拉伸和壓縮過程中決定屈服強度的主要變形機制分別為柱面滑移和孿生。因此，這一現(xiàn)象主要歸因于不同形貌的析出相對孿生和柱面滑移σcr的硬化效果不同。ROBSON等[62]預測得出：當析出相使Δσcr(twin growth)/Δσcr(prismatic)的值高于1/3，則會導致TCYA的降低，否則會增加TCYA。圖 13所示為不同析出相對Δσcr(twin growth)/Δσcr(prismatic)值影響的理論計算曲線圖。其中粒子參數(shù)如下：粒子體積分數(shù)為 5%、板狀析出相長寬比為0.1和棒狀析出相長寬比為 10?；姘鍫钗龀鱿嗑哂凶畲蟮摩う襝r(twin growth)/Δσcr(prismatic)，說明基面板析出相對于TCYA的改善是最有效的。而c軸棒狀析出相導致Δσcr(twin growth)/Δσcr(prismatic)低于臨界值，從而可能會增大拉壓不對稱性。雖然這一理論推測還沒有在更多的鎂合金系列中得到應用和證實。然而，可以確定的是，調(diào)控析出相形貌可成為改善析出強化鎂合金TCYA的有效方法。

圖12 AZ91和Z5合金的力學性能[62]Fig. 12 Mechanical properties of AZ91 and Z5 alloys[62]: (a)AZ91 under peak-aged and as-extruded condition; (b) Z5 under peak-aged and as-extruded condition

除了時效析出產(chǎn)生第二相粒子外，還可以通過粉末冶金的方法將具有高強度的粒子復合在鎂合金基體中來改善鎂合金的性能。如通過陶瓷或金屬粒子[72]、陶瓷纖維或碳纖維等[73-74]的添加可改善鎂合金的高溫蠕變性能，并且可增加材料的強度和彈性模量。此外，由于鎂合金具有各向異性特征，因此，復合粒子對鎂合金拉伸壓縮性能也有明顯的影響。GARCéS等[75]發(fā)現(xiàn)與純鎂相比，Mg-SiC復合材料的擠壓織構強度更弱并表現(xiàn)出低的 TCYA。隨后 GARCéS等[74]也考察了粒子的尺寸和體積分數(shù)對Mg-Y2O3組織性能的影響并得到了類似的結果。其微觀機理被解釋為粒子影響再結晶織構、晶粒尺寸以及粒子與基體的錯配造成位錯演變的不同[74-75]。目前尚缺乏針對復合粒子的尺寸、形貌、體積分數(shù)和分布等特征對孿生行為以及位錯滑移影響的研究。

3 結束語

鎂合金的TCYA主要源于加工過程中織構的產(chǎn)生以及機械孿生的極性。改善TCYA的主要方法有織構控制、細化晶粒、合金化、引入析出相(并調(diào)控其形態(tài))等。通過弱化織構，可降低 TCYA，然而往往伴隨著材料強度的下降。晶粒細化、合金化和引入析出相都可以提高材料的強度且有效地調(diào)控材料的拉壓不對稱性。目前已有一些工作報道了鎂合金拉壓不對稱性的影響因素及其控制方法，然而仍有以下不足需要進一步的研究：

1) 有待系統(tǒng)地研究合金化對于晶格參數(shù)、變形模式的影響，從而為通過合金化改善鎂合金的TCYA提供理論指導。

2) 需要系統(tǒng)地研究析出相與復合粒子對于鎂合金各變形模式的影響，為開發(fā)低TCYA和高強度的鎂合金提供理論基礎。

3) 需要定量地分析各因素對TCYA的影響。衡量和對比不同因素對鎂合金TCYA的影響，對于材料的設計有重要的指導意義。通過合理地結合多種方式來綜合地調(diào)控鎂合金的TCYA將成為未來材料設計的課題之一。

4) TCYA對于橫梁、交通工具等使用的鎂合金型材的性能有較大影響，然而尚未引起足夠的重視。目前，TCYA還不是用來評價鎂合金材料的性能指標。

[1] AVEDESIAN M M, BAKER H. ASM specialty handbook:Magnesium and magnesium alloys[M]. America: ASM International, 1999: 274.

[2] 劉 慶. 鎂合金塑性變形機理研究進展[J]. 金屬學報, 2010,46(11): 1458-1472.LIU Qing. Research progress on plastic deformation mechanism of Mg alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2010, 46(11):1458-1472.

[3] 辛仁龍, 劉 慶. 鎂合金塑性變形力學行為與微觀組織研究進展[J]. 中國材料進展, 2011, 2: 16-28.XIN Ren-long, LIU Qing. Research progress on plastic deformation mechanisms and microstructure of Mg alloys[J].Materials China, 2011, 2: 16-28.

[4] 宋 波, 辛仁龍, 劉 慶. 析出相對鎂合金變形機理影響的研究進展[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 21(11): 2019-2731.SONG Bo, XIN Ren-long, LIU Qing. Research progress on effect of precipitation on deformation behavior of magnesium alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011,21(11): 2019-2731.

[5] CHINO Y, KIMURA K, HAKAMADA M, MABUCHI M.Mechanical anisotropy due to twinning in an extruded AZ31 Mg alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 485:311-317.

[6] HASEGAWA S, TSUCHIDA Y, YANO H, MATSUI M.Evaluation of low cycle fatigue life in AZ31 magnesium alloy[J].International Journal of Fatigue, 2007, 29: 1839-1845.

[7] WU Y, ZHU R, WANG J, JI W. Role of twinning and slip in cyclic deformation of extruded Mg-3%Al-1%Zn alloys[J].Scripta Materialia, 2010, 63(11): 1077-1080.

[8] OBARA T, YOSHINAGA H, MOROZUMI S.{1122}〈1 1 23〉slip system in magnesium[J]. Acta Metallurgica, 1973, 21:845-853.

[9] STOHR J F, POIRIER J P. Electron microscope study of pyramidal slip {1122}〈1 1 23〉 in magnesium[J]. Philosophical Magazine, 1972, 25: 1313-1329.

[10] YOO M. Slip, twinning, and fracture in hexagonal close-packed metals[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1981,12(3): 409-418.

[11] BARNETT M R. Twinning and the ductility of magnesium alloys Part Ⅰ: “Tension” twins[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 464: 1-7.

[12] STYCZYNSKI A, HARTIG C, BOHLEN J, LETZIG D. Cold rolling textures in AZ31 wrought magnesium alloy[J]. Scripta Materialia, 2004, 50: 943-947.

[13] AGNEW S R, TOMé C N, BROWN D W, HOLDEN T M,VOGEL S C. Study of slip mechanisms in a magnesium alloy by neutron diffraction and modeling[J]. Scripta Materialia, 2003, 48:1003-1008.

[14] AGNEW S R, YOO M H, TOMé C N. Application of texture simulation to understand mechanical behavior of Mg and solid solution alloys containing Li or Y[J]. Acta Materialia, 2001, 49:4277-4289.

[15] KOIKE J, KOBAYASHI T, MUKAI T, WATANABE H,SUZUKI M, MARUYAMA K, HIGASHI K. The activity of non-basal slip systems and dynamic recovery at room temperature in fine-grained AZ31B magnesium alloys[J]. Acta Materialia, 2003, 51: 2055-2065.

[16] KOIKE J, OHYAMA R. Geometrical criterion for the activation of prismatic slip in AZ61 Mg alloy sheets deformed at room temperature[J]. Acta Materialia, 2005, 53: 1963-1972.

[17] 張 真, 汪明樸, 李樹梅, 蔣 念, 胡海龍, 郝詩夢. 熱軋過程中 AZ31鎂合金的組織及織構演變[J]. 中國有色金屬學報,2010, 20(8): 1447-1454.ZHANG Zhen, WANG Ming-pu, LI Shu-mei, JIANG Nian, HU Hai-long, HAO Shi-meng. Evolution of microstructure and texture of AZ31 magnesium alloy during hot-rolling process[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(8):1447-1454.

[18] 唐偉琴, 張少睿, 范曉慧, 李大永, 彭穎紅. AZ31鎂合金的織構對其力學性能的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2010, 20(2):371-377.TANG Wei-qin, ZHANG Shao-rui, FAN Xiao-hui, LI Da-yong,PENG Ying-hong. Texture and its effect on mechanical properties of AZ31 magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(2): 371-377.

[19] 丁文江, 靳 麗, 吳文祥, 董 杰. 變形鎂合金中的織構及其優(yōu)化設計[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 20(10): 2371-2381.DING Wen-jiang, JIN Li, WU Wen-xiang, DONG Jie. Texture and texture optimization of wrought Mg alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 20(10): 2371-2381.

[20] WANG B, XIN R, HUANG G, LIU Q. Effect of crystal orientation on the mechanical properties and strain hardening behavior of magnesium alloy AZ31 during uniaxial compression[J]. Materials Science and Engineering A, 2012, 534:588-593.

[21] AGNEW S R, HORTON J A, LILLO T M, BROWN D W.Enhanced ductility in strongly textured magnesium produced by equal channel angular processing[J]. Scripta Materialia, 2004, 50:377-381.

[22] KLEINER S, UGGOWITZER P J. Mechanical anisotropy of extruded Mg-6%Al-1%Zn alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2004, 379: 258-263.

[23] LIU Pei, XIN Yun-chang, LIU Qing. Plastic anisotropy and fracture behavior of AZ31 magnesium alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21: 880-884.

[24] YIN D L, WANG J T, LIU J Q, ZHANG X. On tension-compression yield asymmetry in an extruded Mg-3Al-1Zn alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009,478: 789-795.

[25] JAIN J, POOLE W J, SINCLAIR C W, GHARGHOURI M A.Reducing the tension-compression yield asymmetry in a Mg-8Al-0.5Zn alloy via precipitation[J]. Scripta Materialia,2010, 62(5): 301-304.

[26] Lü C, LIU T, LIU D, JIANG S, ZENG W. Effect of heat treatment on tension–compression yield asymmetry of AZ80 magnesium alloy[J]. Materials and Design, 2012, 33: 529-533.

[27] HUANG X, SUZUKI K, WATAZU A, SHIGEMATSU I, SAITO N. Mechanical properties of Mg-Al-Zn alloy with a tilted basal texture obtained by differential speed rolling[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 488: 214-220.

[28] 張青來, 盧 晨, 朱燕萍, 丁文江, 賀繼泓. 軋制方式對AZ31 鎂合金薄板組織和性能的影響[J]. 中國有色金屬學報,2004, 14(3): 391-397.ZHANG Qing-lai, LU Chen, ZHU Yan-ping, DING Wen-jiang,HE Ji-hong. Effect of rolling method on microstructure and properties of AZ31 magnesium alloy thin sheet[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(3): 391-397.

[29] SONG B, HUANG G, LI H, ZHANG L, HUANG G, PAN F.Texture evolution and mechanical properties of AZ31B magnesium alloy sheets processed by repeated unidirectional bending[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 489(2):475-481.

[30] 路 君, 靳 麗, 董 杰, 曾小勤, 丁文江, 姚真裔. 等通道角擠壓變形 AZ31鎂合金的變形行為[J]. 中國有色金屬學報,2009, 19(3): 424-432.LU Jun, JIN Li, DONG Jie, ZENG Xiao-qin, DING Wen-jiang,YAO Zhen-yi. Deformation behaviors of AZ31 magnesium alloy by equal channel angular extrusion[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(3): 424-432.

[31] KOBAYASHI T, KOIKE J, YOSHIDA Y, KAMADO S,SUZUKI M, MARUYAMA K, KOJIMA Y. Grain size dependence of active slip systems in an AZ31 magnesium alloy[J]. Journal of the Japan Institute of Metals, 2003, 67:149-152.

[32] 陳振華. 變形鎂合金[M]. 北京: 化學工業(yè)出版社, 2005.CHEN Zhen-hua. Wrought magnesium alloy[M]. Beijing:Chemical Industry Press, 2005.

[33] PEI Y, GODFREY A, JIANG J, ZHANG Y B, LIU W, LIU Q.Extension twin variant selection during uniaxial compression of a magnesium alloy[J]. Materials Science and Engineering A,2012, 550: 138-145.

[34] BARNETT M R, KESHAVARZ Z, BEER A G, ATWELL D.Influence of grain size on the compressive deformation of wrought Mg-3Al-1Zn[J]. Acta Materialia, 2004, 52(17):5093-5103.

[35] BOHLEN J, DOBRO? P, SWIOSTEK J, LETZIG D,CHMELIK F, LUKAC P, KAINER K. On the influence of the grain size and solute content on the AE response of magnesium alloys tested in tension and compression[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 462(1/2): 302-306.

[36] MANN G, GRIFFITHS J R, CáCERES C H. Hall-Petch parameters in tension and compression in cast Mg-2Zn alloys[J].Journal of Alloys and Compounds, 2004, 378(1/2): 188-191.

[37] YIN S M, WANG C H, DIAO Y D,WU S D, LI S X. Influence of grain size and texture on the yield asymmetry of Mg-3Al-1Zn alloy[J]. Journal of Materials Science and Technology, 2011,27(1): 29-34.

[38] 陶 俊. 織構和晶粒尺寸對變形鎂合金 AZ31力學性能的影響[D]. 南京: 南京理工大學, 2007: 49-53.TAO Jun. Effect of texture and grain size on mechanical properties of wrought magneisum alloy AZ31[D]. Nanjing:Nanjing University of Science and Tenchnology, 2007: 49-53.

[39] 徐錦鋒, 翟秋亞, 袁 森. AZ91D 鎂合金的快速凝固特征[J].中國有色金屬學報, 2004, 14: 939-944.XU Jing-feng, ZHAI Qiu-ya, YUAN Shen. Rapid solidification characteristics of melt-spun AZ91D magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14: 939-944.

[40] WATANABE H, MUKAI T, MABUCHI M, HIGASHI K.Superplastic deformation mechanism in powder metallurgy magnesium alloys and composites[J]. Acta Materialia, 2001, 49:2027-2037.

[41] LEE Y, DAHLE A, STJOHN D. The role of solute in grain refinement of magnesium[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2000. 31(11): 2895-2906.

[42] WANG M, XIN R, WANG B, LIU Q. Effect of initial texture on dynamic recrystallization of AZ31 Mg alloy during hot rolling[J].Materials Science and Engineering A, 2011, 528(6): 2941-2951.

[43] XIN Y, WANG M, ZENG Z, NIE M, LIU Q. Strengthening and toughening of magnesium alloy by {1 012} extension twins[J].Scripta Materialia, 2012, 66: 25-28.

[44] SONG B, XIN R, CHEN G, ZHANG X, LIU Q. Improving tensile and compressive properties of magnesium alloy plates by pre- cold rolling[J]. Scripta Materialia, 2012, 66: 1061-1064.

[45] SONG B, XIN R, CHEN G, ZHANG X, LIU Q. Mechanical properties and anisotropy of Mg alloys with twin lamellae[C]//33rd Risoe International Symposium on Materials Science, 2012:337-347.

[46] BECERRA A, PEKGULERYUZ M. Effects of lithium, indium,and zinc on the lattice parameters of magnesium[J]. Journal of Materials Research, 2008, 23(12): 3379-3386.

[47] PEKGULERYUZ M, CELIKIN M, HOSEINI M, BECERRA A,MACKENZIE L . Study on edge cracking and texture evolution during 150 ℃ rolling of magnesium alloys: The effects of axial ratio and grain size[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012,510(1): 15-25.

[48] BLAKE A H, CáCERES C H. Solid-solution hardening and softening in Mg-Zn alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 483/484: 161-163.

[49] LI X, JIAO F, AL-SAMMAN T, CHOWDHURY S. Influence of second-phase precipitates on the texture evolution of Mg-Al-Zn alloys during hot deformation[J]. Scripta Materialia, 2012,66(3/4): 159-162.

[50] 楊續(xù)躍, 張 雷, 姜育培, 朱亞坤. Mg-Y及AZ31鎂合金高溫變形過程中微觀織構的演化[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 21:269-275.YANG Xu-yue, ZHANG Lei, JIANG Yu-pei, ZHU Ya-kun.Microtexture evolution in Mg-Y and AZ31 Mg alloy during hot deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011,21: 269-275.

[51] MA L, MISHRA R K, PENG L M, LUO A A, DING W J SACHDEV A K. Texture and mechanical behavior evolution of age-hardenable Mg-Nd-Zn extrusions during aging treatment[J].Materials Science and Engineering A, 2011, 529: 151-155.

[52] 李再久, 金青林, 蔣業(yè)華, 周 榮. Ce對熱軋AZ31鎂合金動態(tài)再結晶及織構的影響[J]. 金屬學報, 2009, 45: 924-929.LI Zai-jiu, JIN Qing-lin, JIANG Ye-hua, ZHOU Rong. Effect of Ce on the dynamic recrystallization and texture of AZ31 magnesium alloy during hot rolling[J]. Acta Metallurgica Sinica,2009, 45: 924-929.

[53] BOHLEN J, NüRNBERG M R, SENN J W, LETZIG D,AGNEW S. The texture and anisotropy of magnesium-zinc-rare earth alloy sheets[J]. Acta Materialia, 2007, 55(6): 2101-2112.

[54] ROBSON J D, TWIER A M, LORIMER G W, ROGERS P.Effect of extrusion conditions on microstructure, texture, and yield asymmetry in Mg-6Y-7Gd-0.5%Zr alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528(24): 7247-7256.

[55] YAN H, CHEN R S, HAN E H. Room-temperature ductility and anisotropy of two rolled Mg-Zn-Gd alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527: 3317-3322.

[56] XIN R, SONG B, ZENG K, HUANG G, LIU Q. Effect of aging precipitation on mechanical anisotropy of an extruded Mg-Y-Nd Alloy[J]. Materials and Design, 2012, 34: 384-388.

[57] QIAN M, DAS A.Grain refinement of magnesium alloys by zirconium: Formation of equiaxed grains[J]. Scripta Materialia,2006, 54(5): 881-886.

[58] JIN Q, EOM J P, LIM S G, PARK W, YOU B S. Grain refining mechanism of a carbon addition method in a Mg–Al magnesium alloy[J]. Scripta Materialia, 2003. 49(11): 1129-1132.

[59] 袁付慶, 張 靜, 方 超. 稀土元素對鎂合金晶粒細化的研究[J]. 熱加工工藝, 2012, 41: 30-37.YUAN Fu-qing, ZHANG Jing, FANG Chao. Effects of rare earth additon on grain refinement of magnesium alloy[J]. Hot Working Technology, 2012, 41: 30-37.

[60] ROBSON J D, HENRY D T, DAVIS B. Particle effects on recrystallization in magnesium-manganese alloys: Particle pinning[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528:4239-4247.

[61] PARK S S, TANG W N, YOU B S. Microstructure and mechanical properties of an indirect-extruded Mg-8Sn-1Al-1Zn alloy[J]. Materials Letters, 2010, 64: 31-34.

[62] ROBSON J D, STANFORD N, BARNETT M R. Effect of precipitate shape on slip and twinning in magnesium alloys[J].Acta Materialia, 2011, 59(5): 1945-1956.

[63] CLARK J B. Transmission electron microscopy study of age hardening in a Mg-5wt.% Zn alloy[J]. Acta Metallurgica, 1965,13: 1281-1289.

[64] CLARK J B. Age hardening in a Mg-9wt.% Al alloy[J]. Acta Metallurgica, 1968, 16: 141-152.

[65] CHUN J S, BYRNE J G, BORNEMANN A. The inhibition of deformation twinning by precipitates in a magnesium-zinc alloy[J]. Philosophical Magazine, 1969, 20: 291-300.

[66] ROBSON J D, STANFORD N, BARNETT M R. Effect of particles in promoting twin nucleation in a Mg-5wt.% Zn alloy[J]. Scripta Materialia, 2010, 63: 823-826.

[67] STANFORD N, BARNETT M R. Effect of particles on the formation of deformation twins in a magnesium-based alloy[J].Materials Science and Engineering A, 20095, 16: 226-234.

[68] STANFORD N, GENG J, CHUN Y B, DAVIES C H J, NIE J F,BARNETT M R. Effect of plate-shaped particle distributions on the deformation behaviour of magnesium alloy AZ91 in tension and compression[J]. Acta Materialia, 2012, 60(1): 218-228.

[69] STANFORD N, TAYLOR A S, CIZEK P, SISKA F,RAMAJAYAM M, BARNETT M R.{1 012} twinning in magnesium-based lamellar microstructures[J]. Scripta Materialia,2012, 67: 704-707.

[70] XIN R, LI L, ZENG K, SONG B, LIU Q. Structural examination of aging precipitation in a Mg-Y-Nd alloy at different temperatures[J]. Materials Characterization, 2011, 62(5):535-539.

[71] CHEN H, KANG S, YU H, CHO J, KIM H W, MIN G. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of twin roll cast and sequential warm rolled ZK60 alloy sheets[J].Journal of Alloys and Compounds, 2009, 476(1/2): 324-328.

[72] HAN B Q, DUNAND D C. Microstructure and mechanical properties of magnesium containing high volume fractions of yttria dispersoids[J]. Materials Science and Engineering A, 2000,277: 297-304.

[73] GU J, ZHANG X, GU M. The Damping capacity of AZ91 magnesium matrix composites reinforced with the coated carbon fiber fabric[J]. Materials Transactions, 2004, 45: 1743-1747.

[74] GARCéS G, RODRíGUEZ M, PéREZ P, ADEVA P. Effect of volume fraction and particle size on the microstructure and plastic deformation of Mg-Y2O3composites[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 419: 357-364.

[75] GARCéS G, PéREZ P, ADEVA P. Effect of the extrusion texture on the mechanical behaviour of Mg-SiCpcomposites[J]. Scripta Materialia, 2005, 52: 615-619.