析出相對鎂合金變形機理影響的研究進展

宋 波, 辛仁龍, 劉 慶

(1. 重慶大學 國家鎂合金工程技術研究中心，重慶 400044；2. 重慶大學 材料科學與工程學院，重慶 400045)

析出相對鎂合金變形機理影響的研究進展

宋 波1,2, 辛仁龍1,2, 劉 慶1,2

(1. 重慶大學 國家鎂合金工程技術研究中心，重慶 400044；2. 重慶大學 材料科學與工程學院，重慶 400045)

闡述了具有析出沉淀相鎂合金變形行為的研究現狀；概括了析出沉淀相對鎂合金微觀變形機制和再結晶行為的影響；總結了析出沉淀相的硬化機理以及不同形態析出物的硬化模型；提出了此研究領域亟待解決的科學問題。目前，針對析出沉淀相的形態、分布以及慣習面對鎂合金不同滑移系和孿生行為的影響尚缺乏系統的研究；關于析出相與再結晶機制的交互作用并沒有得到重視；此外，適用于析出沉淀強化鎂合金更為普遍的硬化模型有待進一步研究。

鎂合金；沉淀相；變形機制；再結晶；強度

鎂及鎂合金是工程應用中密度最低的金屬結構材料，具有較高的比強度、比剛度、減震性、較優的耐磨性、導熱性且易于回收等一系列優點，受到人們的廣泛關注[1]。而具有密排六方結構(HCP)的鎂合金，由于具有較低的對稱性，從而表現出較差的成形性能和較低的強度。目前，通過對鎂合金進行合金化來改善鎂合金的性能成了廣大學者關注的重要途徑之一[2]，如Mg-Al-Zn 系合金經過固溶處理后，Mg17Al12相溶解到基體鎂中，合金性能得到較大幅度的改善[3]。高稀土(RE)含量的 Mg-Zn-Zr-RE 合金在基體中形成了Mg24Y5相，具有較強的彌散強化作用[4]。對于鑄造鎂合金，加入 Re、Zr、Ca、Sr和B等可對鑄錠的晶粒進行細化[5]。Mg-0.2% Ce(質量分數)合金經熱軋后，相對于純鎂，具有較小的各向異性和較大的伸長率和杯突值[6]。

對于合金化的鎂合金，不可避免地要涉及到析出沉淀相對性能的影響。目前，對于析出相的研究更多地集中在鎂合金強化機理上，而沉淀相對鎂合金變形行為的影響還缺乏較為系統的研究。基于此背景，本文作者綜述了析出沉淀相對變形機制、再結晶行為及強度影響等方面的研究現狀，并提出了一些尚需解決的科學問題。

1 變形機制

1.1 位錯滑移

對于具有HCP結構的鎂及其合金，其塑性變形行為相當復雜。尤其在低溫下變形時，有限的可開動滑移系限制了其應用。在塑性變形過程中，各種滑移模型的臨界剪切應力與變形溫度、添加合金元素、晶粒尺寸和沉淀相形態有關[7-10]。此外，上述因素也會影響孿生行為[11]。

目前，對于變形溫度和晶粒尺寸等對變形機制的研究已相對成熟。具有HCP晶體結構的鎂合金室溫下的位錯滑移具有較高的各向異性。傳統鎂合金室溫下的塑性變形主要以基面滑移和錐面孿生來完成。一些研究[12-13]也表明，當晶粒尺寸小于100 μm時，在晶界附近容易發生非基面滑移；當晶粒尺寸細化至 10 μm以下時，棱柱面滑移貫穿整個晶粒內部并可在鎂合金的塑性變形過程中發揮重要作用[14]。除了晶粒尺寸外，晶粒取向對非基面滑移的激活也有影響。在晶粒尺寸大于20 μm的AZ61鎂合金板材中，當織構的基面與板材表面的傾斜角度小于16.5°時，拉伸變形時柱面〈a〉滑移可以被激活[15]。 此外，隨變形溫度的升高，{1 010}柱面滑移、{1 011}錐面滑移以及{1 122}錐面滑移分別在450、623和573 K被熱激活[16]。

加入合金元素并將其固溶于鎂基體中，可以改變晶格常數，因此，改變了不同滑移模式的平衡。例如Y和Li元素的加入可以增強鎂合金在室溫變形下錐面〈c+a〉滑移的激活[17]。而這種改變的本質上是由于合金元素的加入改變了六方結構金屬中的 c/a值，如圖 1所示[17]。室溫變形過程中，〈c+a〉滑移的激活可以容納c軸的壓縮，因此，增強了延展性。六方結構的金屬由于c/a比的不同而表現出不同的變形織構，這是由于 c/a的差異而影響了六方金屬變形過程中激活的滑移系和孿晶模型[18]。圖2所示為3種不同鎂合金經平面應變壓縮后形成的織構。相對于純鎂，Mg-Y和Mg-Li合金的平面應變壓縮織構朝軋制方向發生偏轉，形成兩個極峰。這一現象與軋制過程中形成雙峰的原因一致，即由于平面應變壓縮過程中激活的〈c+a〉滑移和壓縮孿晶所致[19]。JAIN等[20]在研究AZ80低溫變形機制時，通過對比固溶態和時效態的滑移軌跡分析發現：經 5%的應變后，基面滑移在時效樣品比在固溶樣品中更普遍地存在，這是由于時效過程中鎂基體內固溶合金元素含量的減少。因此，鎂合金晶格參數受合金元素的影響也相對減弱。此外，時效析出的沉淀相可能對鎂的位錯滑移也有影響。沉淀相的析出可以阻礙位錯滑移，因此，在相同應變條件下，激活的不同滑移模式的量不同。如ZK60合金在時效過程中會析出棒狀或盤狀的 MgZn2相，其中棒狀 MgZn2相析出物的長軸方向平行于鎂合金的c軸。因此，ZK60中的這類棒狀沉淀相可以有效地阻礙基面滑移的進行[21]。

圖2 平面應變壓縮(ε≈30%)后，純Mg、Mg-1%Y和Mg-3%的(0002)和(1 0 10)完整極圖[17]Fig.2 Plane strain compression textures (ε≈30%) as shown by complete recalculated (0002) and(1 010) pole figures for pure Mg, Mg-1%Y and Mg-3%Li[17]

少量析出物可以改變鎂基體的力學性能。而當析出物的體積分數超過鎂基體的時，合金的整體性能會發生質的變化。因為此時合金基體已經不是 HCP結構，因此，不能表現出鎂的變形特性。最典型的這類合金就是Mg-Li合金。從Mg-Li相圖可知，當Li的質量分數為 5.5%~11.5%時，Li固溶體體心立方結構(BCC)的β相與HCP結構的鎂基體共存；當Li的質量分數超過11%時，會以BCC結構的β單相存在[22]。隨著Mg-Li合金中Li含量的增加，α-Mg雖一直為HCP結構，但是其晶格參數軸比(c/a)隨之減小，致使晶面間的滑移變得更加容易。圖3所示為Mg-5.8Li-0.46Zn(LZ60)和 Mg-9.2Li-0.47Zn (LZ90)的顯微組織[23]。可見，在LZ60合金中具有較少的β相，而在LZ90合金中絕大部分基體被β相占據，且這一特征在力學性能中也得以顯示，如圖4所示，LZ90合金中的力學性能明顯趨于各向同性[23]。

圖3 軋制態Mg-Li-Zn合金的顯微組織[23]Fig.3 Optical micrographs of as-rolled microstructures of Mg-Li-Zn alloys[23]: (a) LZ60 alloy; (b) LZ90 alloy

圖4 拉伸方向與軋制方向成不同夾角時Mg-Li-Zn合金的真應力—真應變曲線[23]Fig.4 True stress—true strain curves of Mg-Li-Zn alloys at different angles between tensile direction and rolling direction:(a) LZ60 alloy; (b) LZ90 alloy

1.2 晶界滑動

多晶鎂合金中必須考慮晶界在塑性變形中的作用。晶界結構的特殊性導致晶界附近容易進行位錯攀移及原子的擴散等活動，并吸收滑移至晶界的位錯。在鎂合金中，晶界滑動(GBS)通常只有在高溫、低應變速率下才能發生。而在細晶鎂合金中，即使在室溫和總變形量較小的情況下也可能發生明顯的 GBS。GBS不僅可以協調基面和棱柱面的〈a〉位錯滑移，而且還能夠產生c軸應變組分。這對于室溫下延展性的增加十分有利。隨著溫度的升高，GBS 對材料總應變的貢獻增大，且隨著變形量的增加，GBS 的貢獻也增大，甚至成為主要的塑性變形機制。一般認為，鎂合金中的超塑性性能的主要變形機制是GBS[24]，且晶粒越細小，越有利于超塑性的提高。

增強 GBS對于提高鎂合金的塑性具有重要的意義。相反，限制GBS則可提高鎂合金的高溫強度以及高溫蠕變抗力。耐熱鎂合金的設計就是從限制位錯運動和強化晶界入手，通過引入熱穩定性高的第二相，降低元素在鎂基體中的擴散速率以及改善晶界結構和組織狀態來提高鎂合金的高溫強度和高溫蠕變抗力。一般地，第二相的析出可以有效釘扎晶界，且其彌散分布在晶界周圍可以有效阻礙GBS。如在AZ系鎂合金中加入 Sn可生成熔點遠高于基體熔點的 Mg2Sn(770 ℃)顆粒相，使合金拉伸時的晶界滑移受到有效抑制，從而使合金的耐熱性得到提高[25]。然而，若沉淀相在晶界處析出，則可能降低其抗蠕變性能。如Mg-Al合金中的 β(Mg17A112)相在晶界上析出則會降低合金的抗蠕變性能，這主要是由于 β(Mg17A112)相與基體之間非共格，界面能高，在高溫下易軟化和粗化，不能有效釘扎晶界[26]。因此，要通過析出沉淀相來控制GBS，就要對析出相的形態結構以及分布進行控制。如在 Mg-A1系鎂合金中添加一定量的稀土(RE)元素可有效提高鎂合金的高溫性能和抗蠕變性能，特別是對于Al含量小于4%(質量分數)的Mg-A1合金。其強化機理是：RE與合金中的 Al結合生成 A111RE3等A1-RE化合物而減少了Mg17Al12相的數量，有利于提高合金的高溫性能；另外，生成的A111RE3等A1-RE化合物具有較高的熔點，如A111RE3的熔點可達1 200℃，而且這些化合物在鎂基體中的擴散速度慢，表現出很高的熱穩定性，可釘扎住晶界，阻礙晶界滑動，從而提高合金的高溫性能[26-27]。對于析出物對晶界移動影響的模型計算在 20世紀已經應用在鋼鐵中[28]，而在鎂合金中還很少見。

綜上可知，通過控制GBS在鎂合金變形過程中的貢獻可以滿足鎂合金加工和使用的不同需求，即增強GBS可提高鎂合金的塑性，限制GBS可提高鎂合金的高溫強度及高溫蠕變抗力。對于用于加工成形的材料，需要有足夠好的塑性，因此，必須獲得細小均勻的晶粒和消除第二相來增加 GBS在成形過程中的貢獻，從而提高其成形性能。而對于已成型的高強度鎂合金的應用，特別是對于在高溫環境中長時間應力作用下的鎂合金材料，必須保證其具有較高的強度和較優的蠕變性能。此時，要通過適當的合金化和熱處理工藝來獲得對 GBS具有較強的釘扎作用的第二相來提高鎂合金的強度。因此，協調GBS的貢獻對于鎂合金加工和應用十分重要，也是設計不同用途鎂合金的重要途徑之一。

1.3 孿生行為

孿晶在鎂合金的變形過程中有重要作用。一般來說，孿晶的產生與晶粒尺寸、變形溫度以及晶體學取向有關[29-32]。溫度越低，則孿晶對塑性變形的貢獻越大。在大、小晶粒并存的鎂合金中，滑移和孿生等晶內塑性變形機制及晶界滑動等晶間塑性變形機制將同時對材料的塑性應變作出貢獻。研究表明，孿生主要發生在粗晶內部，而細晶鎂合金中只有當變形溫度很低、變形速度極快時才會產生大量孿晶。晶體學方向與應力軸方向的關系也決定孿晶是否發生和所發生的孿晶類型。合金元素對于鎂合金變形過程中孿晶的產生也有影響。早在20世紀60年代，CLARK[33-34]在用TEM 研究 Mg-5%Zn(質量分數)合金的時效硬化組織時發現， 當合金組織中具有約100 nm間距的粒子分布時，變形過程中機械孿生會受到抑制。隨后，在對Mg-9%Al(質量分數)合金的研究中也得到了類似結論。1969年，CHUN 等[35]也發現，Mg-5.1%Zn(質量分數)合金中的微小沉淀物可有效抑制機械孿生。

近年來STANFORD和BARNETT[36]研究了不同組分擠壓態鎂合金(M1，AZ31和ME10)的變形行為。基體中析出相分布的不同，導致拉伸過程中孿晶行為不同。 圖5所示為3種鎂合金的拉伸斷裂的顯微組織。

圖5 3種鎂合金變形斷裂后的顯微組織[36]Fig.5 Optical micrographs of three alloys examined after deformation to failure[36]: (a) M1 alloy; (b) AZ31 alloy; (c)ME10 alloy

由圖 5可知，M1合金中的孿晶很少，而 AZ31和ME10兩種鎂合金中分布的孿晶較多。對于擠壓態AZ31鎂合金，拉伸過程中的孿晶主要為{1 011}壓縮孿晶；而對于ME10合金，主要形成{1 012}拉伸孿晶。這主要與擠壓過程中形成的織構不同有關。

透射電鏡分析表明，M1合金中的粒子明顯比其他兩種合金更加細小和密集(見圖6)。因此，析出沉淀相的分布對于孿晶的激活可能有重要影響。隨后，STANFORD和BARNETT[37]通過對Mg-5%Zn合金的研究發現：經150 ℃時效后的Mg-5%Zn合金壓縮變形 5%后，有大量孿晶產生。然而，相對于時效前無沉淀相的合金，孿晶的尺寸和總體積分數都降低。也就是說，在 Mg-5%Zn合金中沉淀相的存在并沒有抑制孿晶的發生，而是限制了孿晶的長大。隨后的研究中也發現，在 Mg-5%Zn合金時效過程中產生的棒狀沉淀相雖然抑制了孿晶的生長，但增加了孿晶的形核[38]。JAIN等[39]也利用這一結論對Mg-8Al-0.5Zn合金進行研究后發現，對Mg-8Al-0.5Zn合金進行時效析出大量高密度Mg17Al12后，合金的拉伸和壓縮屈服不對稱性降低，如圖7所示。這主要是由于當鎂合金中有析出沉淀相時，在同等應變下，孿晶的尺寸和總體積分數降低。

圖6 3種合金中第二相顆粒分布的TEM像[36]Fig.6 TEM images of particles in three alloys: (a) M1 alloy;(b) AZ31 alloy; (c) ME10 alloy

圖7 固溶和時效態AZ80合金在拉伸和壓縮過程中的真應力—應變曲線以及固溶和時效試樣壓縮過程中{1 012}孿晶體積分數隨應變的變化曲線[39]Fig.7 True stress—true strain curres of solution-treated and aged AZ80 alloy tested in compression and tension (a) and{1 012} twin volume fraction (%) as function of true strain for solution-treated and aged samples during compression (b)

目前普遍認為，析出沉淀相對孿晶行為的影響主要是其對孿生形核和長大的影響。一般來說，孿生最常見的形核位置是晶界，而在晶界附近析出的沉淀相則會導致晶界結構及化學組分的改變，從而影響孿生的形核率。此外，沉淀相對界面也有釘扎作用，因此，當孿晶界在移動的軌跡上遇到沉淀相時，孿晶界的移動會受到制約，從而限制孿晶的長大[39]。

沉淀相對孿晶的影響，必然導致鎂合金變形行為的變化。對于鎂合金，在塑性變形初期往往由于孿晶的產生而降低了屈服強度[40]，因此，若能通過析出沉淀物來抑制孿晶的產生，不僅可以改善鎂合金中拉伸和壓縮的不對稱性，而且對提高鎂合金的強度具有重要意義。目前，對于析出沉淀物和孿生的交互作用的研究還不深入和廣泛，特別是對于不同分布及形態的沉淀相對孿生行為的影響以及沉淀相對不同類型孿晶的影響，仍需要進一步研究。

2 再結晶行為

2.1 靜態再結晶

再結晶包括靜態再結晶和動態再結晶。靜態再結晶主要是應用于變形材料的再結晶退火，去除內應力并且優化組織結構。而針對鎂合金中靜態再結晶對顯微組織演變的影響沒有得到足夠的關注，析出沉淀相對靜態再結晶影響的研究則更少。靜態再結晶過程涉及亞晶的形成以及亞晶界的遷移，因此，沉淀相對靜態再結晶過程中組織的變化會產生一定的影響。JAIN等[41]對比研究了固溶態以及冷軋變形態AZ80鎂合金的靜態再結晶過程。雖然JAIN等[41]的研究中沒有把分析重點放在沉淀相與靜態再結晶的相互作用上，但從研究結果中可以得到一些關于沉淀相與靜態再結晶的關系。圖8所示為AZ80合金經冷軋變形25%在不同溫度下保溫后的顯微組織[41]。AZ80合金經冷軋后，保溫溫度在275~325 ℃之間時，會發生不完全的靜態再結晶并析出沉淀相，且再結晶晶粒呈長條狀。而大量研究發現，無沉淀相鎂合金的再結晶晶粒為等軸晶[42-43]。由于析出沉淀相主要集中在孿晶界面和孿晶內部[34,41]，拉長的再結晶可能是沉淀相的存在限制了晶界的遷移造成的。當保溫溫度達到340 ℃(沉淀相溶解溫度)以上時，會發生完全的靜態再結晶，沉淀相溶解且形成等軸晶。WANG等[44]通過研究ZK60合金退火過程發現，退火過程中沉淀相融入鎂基體而改變晶界的移動性，從而影響顯微組織及織構的演變。因此，沉淀相對位錯和組織移動的限制性以及沉淀相的分布形態和析出位置的選擇性，必然對鎂合金靜態再結晶有直接的影響。研究沉淀相對退火組織的影響對于通過退火工藝來設計鎂合金組織結構也有重要的意義。

2.2 動態再結晶

由Hall-Petch公式可知，通過細化晶粒可以提高鎂合金的力學性能。且越來越多的研究表明，晶粒細化可以提高鎂合金的塑性。而動態再結晶(DRX)作為一種有效的軟化和晶粒細化機制，對控制鎂合金的變形組織、改善鎂合金的塑性變形能力以及提高材料的力學性能具有重要的意義[45]。

圖8 AZ80合金經冷軋變形25%后的顯微組織及冷軋變形25%后分別以335和345 ℃退火30 min的EBSD圖[41]Fig.8 Optical micrographs of 25 % cold rolled (CR) AZ 80 alloy (a) and EBSD maps of 25% CR and annealed samples at 335 ℃ (b) and 345℃ (c) for 30 min[41]

析出沉淀相在再結晶中的作用已在鋁合金的研究中得以體現，據文獻[46]，由于鋁合金層錯能較高，動態再結晶不易發生，但可以通過細小穩定的析出相固定晶界和亞晶界，以推動動態再結晶。而對于鎂合金，由于其具有較低的層錯能(60~78 mJ/m2)、有限的滑移系以及較高的晶界擴散速率，所以，在熱變形過程中很容易發生動態再結晶。因此，鎂合金中發生動態再結晶不需要沉淀相固定亞晶界[46]。鎂及其合金的動態再結晶機制與變形機制密切相關。圖 9所示為ZK60鎂合金DRX機制和變形機制的關系[47]。變形機制和 DRX機制在相近或相同的溫度—應變區域內變化，這是因為不同的塑性變形機制可導致不同的DRX機制。因此，鎂及鎂合金的再結晶行為特征，即再結晶晶粒尺寸對應變的依賴和再結晶體積分數對溫度的依賴，是溫度和應變影響變形行為、進而影響再結晶機制造成的[47]。VALLE和RUANO[48]的研究也發現，初始織構對鎂合金的動態再結晶行為也有明顯的影響，從而也說明變形過程中激活的變形機制對再結晶行為有影響。而溫度、變形機制與再結晶機制的關系可概括為以下3類。

圖9 ZK60鎂合金DRX機制和變形機制[47]Fig.9 DRX and deformation mechanism of ZK60 magnesium alloy[47]: 1—Twinning; 2—Dislocation basal slip; 3—〈a+c〉dislocation slip; 4—Dislocation cross slip on Friedel-Escaig mechanism; 5—Dislocation climb; 6—Rotations at twin boundaries; 7—Grain boundary serration; 8—Subgrain formation; 9—Grain boundary migration; 10—Subgrain growth; 11—Low-temperature DRX; 12—Continuous DRX;13—Bulging DRX; 14—Subgrain DRX

1) 在溫度低于473 K變形時，可激活基面滑移、孿生和〈c+a〉位錯滑移；在較低應變時，主要發生孿生動態再結晶；常溫下塑性變形時，在原始晶粒內部形成了密集位錯堆積，并伴隨著大量孿晶的生成。層片孿晶在變形時長大，在層片孿晶內有微晶形成[49]；〈c+a〉滑移的激活可促進高角度晶界的形成并發生“位錯”低溫動態再結晶[45]。

2) 鎂合金在中溫區(473~523 K)變形時，基面滑移和非基面滑移同時發生，伴隨著交滑移。純鎂在較低應變下同時發生孿生動態再結晶和連續動態再結晶，在較高應變下只發生連續動態再結晶。通常，在連續動態再結晶初期會產生“項鏈結構”。此時發生的連續動態再結晶與交滑移有關。

3) 鎂合金在高溫(573~723 K)變形時，同時發生基面滑移、非基面滑移、交滑移和攀移。動態再結晶機制有連續動態再結晶、不連續動態再結晶(或“凸出”機制)和旋轉動態再結晶。自擴散控制的位錯攀移為不連續動態再結晶提供了條件。不連續動態再結晶要求晶界具有較強的遷移活動能力。合金的純度越高，變形溫度越高，晶界的遷移能力越強，越容易發生不連續動態再結晶[45]。

第二相析出物的存在可以釘扎晶界，阻礙位錯運動，影響孿生行為和變形織構演變。因此，第二相與動態再結晶存在必然聯系。如KAIBYSHEV等[50]研究發現：在Mg-6%Zn-0.65%Zr鎂合金中，由于鎂的合金化或初始結構的細化抑制孿晶的產生，因此，在整個應變范圍內主要發生另一種低溫動態再結晶，即“位錯”低溫動態再結晶。而目前析出沉淀相與再結晶機制相互作用的報道還很少。

當鎂合金發生動態再結晶時，新晶粒會在晶界或變形特征組織(如孿晶、剪切帶等)處形核并長大[51]。除此之外，鎂合金中的沉淀相可以對位錯的運動起到額外的阻礙作用，導致位錯堆積，從而引起沉淀相周圍成核率的增加。當沉淀相處位錯密度達到臨界值時，新晶粒就在此處形核，從而使再結晶過程中臨近沉淀相的晶粒尺寸比遠離沉淀相的小[52]。因此，沉淀相可以增加再結晶的驅動力，并且通過產生局部應變的不均勻性成為形核的位置[53]。此外，第二相顆粒對晶界有效的釘扎作用也會抑制再結晶晶粒的長大[54]，從而使合金在熱變形過程中維持較強的延展性[55]。 在具有析出相的鎂合金中，再結晶晶粒的形核也可能由粒子激發形核(Particle stimulated nucleation，PSN)引導，這種成核方式能夠提供隨機的取向分布，從而弱化再結晶織構[56-57]。而PSN形核機制已經用來解釋擠壓態WE54的隨機織構的形成[58]。相對于傳統鎂合金，PSN更容易發生在含有稀土元素的鎂合金中。例如，BOHLEN等[59]通過對比 6種鎂合金的熱軋組織和織構發現，含有稀土的鎂合金經熱軋后雖然沒有改變軋制形成的基面織構，但其織構強度較弱且織構的分散情況與傳統鎂合金的不同。圖 10所示為Mg-Zn-Gd合金與 AZ31合金軋制織構的極圖[60]。可見，3種合金在軋制過程中再結晶形核機制的不同導致織構取向的差異。含有稀土的鎂合金軋制織構強度減弱，且晶粒c軸的分布朝TD方向發生了偏轉。而目前對于PSN弱化織構的解釋還存在爭議，需進一步研究[59]。

圖10 軋制態Mg-Zn-Gd合金的(0002)極圖[60]Fig.10 (0002) pole figures of rolled Mg-Zn-Gd alloys[60]: (a) ZG11, maximum pole density of 2.95; (b) ZG21, maximum pole density of 4.73; (c) AZ31, maximum pole density of 7.82

3 強度

3.1 鎂合金沉淀強化原理

工業純鎂的強度低、室溫塑性差，不適宜直接作為結構材料。長期以來，人們對鎂合金的強化機理進行了大量研究。目前，鎂合金的強化通常有以下幾個途徑：熱處理強化(固溶強化、沉淀析出強化)、彌散強化、細晶強化、復合強化以及變形強化。本研究著重介紹沉淀析出強化。

析出強化機制是析出相阻礙位錯的滑移與運動，從而提高屈服強度。細小沉淀相除了能析出外，析出相還必須具有合適的尺寸、形狀及物理性質，同時與基體間的界面性質也是關鍵因素。綜上所述，為了增強鎂基合金的析出強化作用，選擇合金元素時應考慮以下3個方面[2]: 1) 合金化元素在高溫下具有足夠大的固溶度，且固溶度隨著溫度的降低而減小，這樣才可以提高合金的析出強化能力；2) 合金化元素在基體中的擴散不應太快，以減少位錯的攀移和盡量減輕過時效傾向；3) 在析出相中鎂的含量應較高，這樣才能在提高析出相含量的同時，使所需合金的含量不會過高。

3.2 沉淀強化機制和模型

一般來說，彌散且不易粗大的共格析出強化效果較好。鎂的許多合金元素的固溶度隨溫度的降低而降低，但由于鎂原子半徑較大，析出相通常不能滿足界面共格要求，而是形成與鎂基體非共格的復雜析出相，在高溫下這些相很容易變粗和軟化。

對于共格粒子強化效應，NABARRO[61]最早建立了析出相粒子的共格應變強化理論模型。其基本思路是將合金的屈服應力看成沉淀相在基體中引起的點陣錯配而產生的彈性應力場對位錯運動所施加的阻力。后來，GEROLD和 HABERKORN[62]及 GLEITER[63]進一步分析了這種強化效應，建立了較為完善的理論模型。該模型是將析出相粒子看成錯配球，而在周圍基體中引起共格應變場。同溶質原子與位錯的彈性交互作用相似，引起基體點陣膨脹的析出相粒子與刃型位錯的受拉區相互吸引，使基體點陣收縮的析出相粒子與刃型位錯的受壓區相互吸引，從而使滑移位錯切過析出相粒子或通過共和應變場阻礙位錯運動。該模型的計算公式如下：

式中：β為與位錯類型有關的常數(刃型位錯β=3，螺型位錯 β=1)；G為基體切變模量；e為體積應變；r為錯配球半徑；b為位錯的柏氏矢量；f為析出相粒子的體積分數。從式(1)可見，隨著時效析出相的共格應變及體積分數的增加，強化效果不斷增強。此理論在鎂合金的應用還很少。

對于與基體不再保持嚴格共格關系的沉淀物，析出相對位錯的阻礙發生了變化，這類析出相比共格相對位錯的阻礙強度大，且不同的慣習面以及與基體取向關系對阻礙效果的影響較大。而描述這類析出物強化作用的機制為位錯繞過顆粒機制，即Orowan理論。BROWN 和 HAM[64]及 ARDELL[65]完善了 Orowan模型。粒子對位錯產生的阻礙，即位錯要通過這些障礙產生的CRSS增量可以表示為

式中：Δτ是由于彌散強化引起的CRSS增量；G為鎂基體的剪切模量；γ為泊松比；λ為第二相析出物的有效間距；dp為析出物的平均直徑；r0為位錯核心的半徑。為了方便對照，習慣地限定沉淀顆粒在(0001)滑移面上的分布為三角形排列，且假設r0=b。

然而，析出沉淀物一般都具有嚴格的取向和一定的形態，如具有板狀、棒狀和球狀等，且這些析出物會沿著基體的某一慣性面析出。而由于 Orowan方程缺乏合適的版本，在Orowan模型中，不能精確地表達析出物形態對屈服強度的影響，因此，NIE[66]發展了Orowan方程，此方程考慮了沉淀的取向、板狀/棒狀的沉淀相對鎂合金(0001)α滑移面上位錯滑移臨界剪切應力的影響。

若呈三角形排列的球形沉淀物具有一致的直徑dt，且沉淀物的體積分數為?，通過計算沉淀相的有效面間距λ，則式(2)可改寫為

在鎂基體棱柱面上({1 010}α或{2 110}α)析出的板狀沉淀物具有一致的直徑 dt和厚度 tt(dt>>tt)，沉淀的體積分數為?，則當板狀沉淀物析出慣性面為基面且具有一致的直徑dt和厚度tt(dt>>tt)，沉淀物體積分數為?時，則

當[0001]方向析出的棒狀析出物具有一致的直徑dt和長度lt(lt>>dt)，沉淀物體積分數為?時，則

對于含有恒定體積分數和數量密度的抗剪切沉淀相的鎂合金，通過柱面板狀沉淀相產生屈服強度的增量總是大于通過基面板狀沉淀相以及[0001]棒狀沉淀相和球形顆粒所產生的屈服強度的增量[66]。從式(3)~(6)可以發現，影響析出相對位錯阻礙作用大小的變量主要是析出物體積分數?和析出物的尺寸。體積分數越大，強化效果越明顯。而關于長度dt和厚度tt之間的關系對強化效果的影響，NIE[66]進行了相關總結。他認為，這種板型或者球型沿著{1 100}和{1120}生長的析出物的長度與厚度(直徑與厚度)的比越大，對(0001)Mg上滑移的位錯阻礙作用就越大。當其比值超過 105∶1時，產生在柱面的位錯分量完全被阻礙而不能夠通過。因此，理論上 Orowan模型所產生的CRSS會達到無限大。

綜上可知，這種板型或者球型沿{1 100}和{1120}生長的析出物因為垂直于(0001)滑移面，因此，對基面滑移產生較強的阻礙作用，甚至是被認為是最有效的阻礙。然而，這種柱面析出物對非基面滑移或者是交滑移的阻礙作用沒有對基面滑移的有效，因為對于其他滑移來說，析出相不再垂直于滑移面。因此，其作為位錯阻礙的有效面積減小，從而對非基面滑移的強化作用減弱。

3.3 對加工硬化的影響

對于鎂合金，塑性變形過程中初始組織的不同，致使變形初期激活的變形機制不同，從而使合金在塑性變形過程中表現出不同的加工硬化行為[67]。鎂合金板材在室溫變形時，由于具有較少的滑移系參與變形，因此表現出較強的加工應變硬化行為。從柱面到基面，〈a〉位錯交滑移的開動可促使動態回復軟化行為，降低應變硬化。如果具有一定初始組織的鎂合金材料在變形過程中有利于基面滑移和拉伸孿晶的激活，則會有效抑制交滑移的開動，從而表現出較強的應變硬化行為，且孿晶界也會提供額外的加工硬化[67]。而在純鎂中，當孿生作為塑性變形過程中主要的變形機制時，則會表現出較低的屈服強度和加工硬化率[39]。變形初期大量{1 012}孿生的發生導致流變曲線呈現凹形，表現出很低的加工硬化率。隨著應變的增加，孿晶的交互作用以及孿晶界的阻礙作用提高了應變硬化率[68]。而在析出沉淀相存在的情況下，沉淀相除了在變形初期對屈服強度有貢獻外，在塑性變形過程中對加工硬化也有重要的影響。這是由于析出沉淀相對于位錯滑移以及孿生行為都有一定的影響。例如，AZ80合金時效后產生的Mg17Al12沉淀相在變形過程中降低了孿晶的產生率，因此，與時效前相比，拉伸/壓縮屈服的不對稱性降低，且拉伸/壓縮過程中的加工硬化率趨于各相同性。

經時效后的鎂合金在變形過程中，基體和沉淀相之間變形行為的差異導致基體抵抗進一步變形的內應力的不同。BROWN和 CLARK[69]討論了第二相粒子加工硬化率(θ=dσ/dε)增加；隨后，GHARGHOURI等[10]和CACERES等[70]等將其應用到鎂合金中。假設在粒子周圍沒有塑性松弛，則可以推導出平均背應力對應力—應變曲線斜率的貢獻。由于粒子的存在，基體中產生的平均背應力(σ)可以表示為

式中：G為基體的剪切模量；?為析出彌散相的體積分數；ε為應變。對式(7)兩邊求導得：θ≈4Gf。JAIN等[20]根據式(7)計算的析出相對加工硬化率的影響發現，在較低應變下，試驗值明顯低于理論值。因此，他們認為：當應變大于0.01時，沉淀相對加工硬化的影響主要源于其他因素。式(7)中只有析出相體積分數和應變兩個變量，而對于不同形態及分布的析出相對硬化增量的影響則不能反映。研究表明：析出相的分布形態對于合金的加工硬化行為具有重要影響。與粗大的析出相相比，彌散分布的析出相可使應變硬化增加更明顯[70]。當前，對于第二相沉淀物在加工硬化中的作用還需要進行更加系統的研究。

4 結語

綜述了第二相析出物對鎂合金變形行為影響的研究現狀。雖然在鎂合金中析出物的析出行為及其強化機理已經得到了廣泛的認可，然而，對于析出物與合金微觀變形機制的關系至今沒有得到系統的研究。鎂合金工業化的發展加速了鎂的合金化進程，因此，全面了解第二相對合金性能的影響對于鎂合金的應用具有重要的意義。本文作者認為目前急需從以下幾個方面著手。

1) 目前，析出物對于位錯滑移和晶界滑動影響的研究還停留在定性水平，而對于孿生行為的影響還沒有統一的解釋。因此，有必要系統地研究沉淀相的形態與分布對于微觀變形機理的影響。

2) 對于具有析出物的鎂合金，動態再結晶的影響主要集中在再結晶晶粒的形核和長大上，而針對析出物通過影響變形機制而導致的再結晶行為變化的研究沒有受到重視。

3) 析出沉淀對強度的影響已經有了較為廣泛的研究。然而，不同形態的析出物對合金強度影響的機理還不完全清楚，更為普遍的硬化模型還有待進一步研究。另外，析出相對塑性變形過程中應變硬化的影響也是一個亟待探討的問題。

4) 目前，任何一種鎂合金中析出相對合金變形行為的影響都沒有得到系統的研究。因此，系統地研究一種鎂合金析出相對變形行為的影響具有重要的意義。

REFERENCES

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

[2] MORDIKE B L, EBERT I. Magnesium properties applications potential [J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 302:37-41.

[3] HUTCHINSON C R, NIE J F, GORSSE S. Modeling the precipitation processes and strengthening mechanisms in a Mg-Al-(Zn) AZ91 alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2005, 36: 2093-2015.

[4] 羅治平, 張少卿, 隗 國, 魯立齊, 湯亞力, 趙東山. 低 Zn,高 RE 含量 Mg-Zn-Zr-RE 合金的相組成[J]. 航空學報,1994, l5(7): 860-865.LUO Zhi-ping, ZHANG Shao-qing, WEI Guo, LU Li-qi, TANG Ya-li, ZHAO Dong-shan. Phase constitution of Mg-Zn-Zr-RE alloys with low Zn and high RE additions[J]. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica, 1994, l5(7): 860-865.

[5] JIN Q L, EOM J P, LIM S G, PARK W W, YOO B S. A study on the grain refining effects of carbon inoculation by C2Cl6addition on the AZ31 magnesium alloy[J]. Materials Science Forum, 2003, 419/422: 587-592.

[6] CHINO Y, KADO M, MABUCHI M. Enhancement of tensile ductility and stretch formability of magnesium by addition of 0.2 wt% (0.035 at%) Ce[J]. Materials Science and Engineering A,2008, 494: 343-349.

[7] ANDO S, HARADA N, TSUSHIDA M, KITAHARA H,TONDA H. Temperature dependence of deformation behavior in magnesium and magnesium alloy single crystals[J]. Key Engineering Materials, 2007, 345/346: 101-104.

[8] AKHTAR A, TEGHTSOONIAN E. Solid solution hardening in magnesium alloys [J]. Transactions JIM, 1968, 9: 692-697.

[9] 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.

[10] GHARGHOURI M A, WEATHERLY G C, EMBURY J D, ROOT J. Study of the mechanical properties of Mg-7.7at%Al by in-situ neutron diffraction [J]. Philosophical Magazine A,1999, 79: 1671-1695.

[11] CHRISTIAN J W, MAHAJAN S. Deformation twinning[J].Progress in Materials Science, 1995, 39(1/2): 78-91.

[12] KOIKE J. New deformation mechanisms in fine-grain Mg alloy[J]. Materials Science Forum, 2003, 419/422: 189-194.

[13] 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.

[14] 陳振華. 變形鎂合金[M]. 北京: 化學工業出版社, 2005: 5-26.CHEN Zhen-hua. Wrought magnesium alloy[M]. Beijing:Chemical Industry Press, 2005: 5-26.

[15] 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.

[16] PRASAD Y V R K, RAO K P. Effect of crystallographic texture on the kinetics of hot deformation of rolled Mg-3Al-1Zn alloy plate[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 432:170-177.

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

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

[19] 汪凌云, 范永革, 黃光杰, 黃光勝, 潘復生, 劉正宏. AZ31B鎂合金板材的織構[J]. 材料研究學報, 2004, 18(5): 466-470.WANG Ling-yun, FAN Yong-ge, HUANG Guang-jie, HUANG Guang-sheng, PAN Fu-sheng, LIU Zhen-hong. Texture of AZ31B magnesium alloy sheets[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2004, 18(5): 466-470.

[20] JAIN J, ZOU J, POOLE W J, SINCLAIR C W. Effect of precipitates on deformation mechanisms at low-temperature in an AZ80 magnesium alloy[C]//Magnesium Technology. San Francisco: TMS, 2009: 503-508.

[21] CHO J H, CHEN H M, CHOI S H, KIM H W, KANG S B.Aging effect on texture evolution during warm rolling of ZK60 alloys fabricated by twin-roll casting[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2010, 41: 2575-2583.

[22] NAYEB-HASHEMI A A, CLARK J B, PELTON A D. The Li-Mg (lithium-magnesium) system[J]. Journal of Phase Equilibria, 1984, 5: 365-374.

[23] LIN Y N, WU H Y, ZHOU G Z, CHIU C H, LEE S. Mechanical and anisotropic behaviors of Mg-Li-Zn alloy thin sheets[J].Materials and Design, 2008, 29: 2061-2065.

[24] TAN J C, TAN M J. Superplasticity and grain boundary sliding characteristics in two stage deformation of Mg-3Al-1Zn alloy sheet[J]. Materials Science and Engineering A, 2003, 339:81-89.

[25] HUANG Y D, HORT N, LEIL T A, KAINER K U, LIU Y L.Effect of microstructural inhomogeneity on creep response of Mg-Sn alloys[J]. Key Engineering Materials, 2007, 345/346:561-564.

[26] 楊明波, 潘復生, 李忠盛, 張 靜. Mg-Al系耐熱鎂合金中的合金元素及其作用[J]. 材料導報, 2006, 4: 46-49.YANG Ming-bo, PAN Fu-sheng, LI Zhong-sheng, ZHANG Jing.Alloying elements and their effects in Mg-Al based elevated temperature magnesium alloys[J]. Materials Review, 2006, 4:46-49.

[27] 楊智超. 輕量化新鎂合金材料之發展[J]. 工業材料, 1992, 198:81-85.YANG Zhi-chao. Progress of new light weight magnesium alloys[J]. Industrial Materials, 1992, 198: 81-85.

[28] 王學倫. 二相粒子析出對晶界移動影響的物理模型研究[D].太原: 太原理工大學, 2007: 6-14.WANG Xue-lun. Analytical model for grain boundary migration pinned by second-phase particle[D]. Taiyuan: Taiyuan University of Technology, 2007: 6-14.

[29] KOIKE J. Dislocation plasticity and complementary deformation mechanisms in polycrystalline Mg alloys[J]. Materials Science Forum, 2004, 449/452: 665-668.

[30] PEREX-PRADO M T, VALLE J A, RUANO O A. Effect of sheet thickness on the microstructural evolution of an Mg AZ61 alloy during large strain hot rolling[J]. Scripta Materialia, 2004,50: 667-671.

[31] CACERES C H, SUMITOMO T, VEIDT M. Plastic behaviour of cast magnesium AZ91 alloy under cyclic loading-unloading[J].Acta Materialia, 2003, 51: 6211-6218.

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

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

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

[35] 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.

[36] STANFORD N, BARNETT M R. Effect of composition on the texture and deformation behaviour of wrought Mg alloys[J].Scripta Materialia, 2008, 58: 179-182.

[37] 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, 2009, 516: 226-234.

[38] 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.

[39] 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, 63: 301-304.

[40] 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.

[41] JAIN J, POOLE W, SINCLAIR C. A study on the static recrystallization of cold rolled magnesium alloy AZ80[J].Magnesium Technology. San Antonio: TMS, 2006: 147-152.

[42] PEREZ-PRADO M T, RUANO O A. Texture evolution during annealing of magnesium AZ31 alloy[J]. Scripta Materialia, 2002,46: 149-155.

[43] DEL VALLE J A, RUANO O A. Effect of annealing treatments on the anisotropy of a magnesium alloy sheet processed by severe rolling[J]. Materials Letters, 2009, 63: 1551-1554.

[44] WANG S, KANG S B, CHO J. Effect of hot compression and annealing on microstructure evolution of ZK60 magnesium alloys[J]. Journal of Materials Science, 2009 , 44: 5475-5484.

[45] 劉楚明, 劉子娟, 朱秀榮, 周海濤. 鎂及鎂合金動態再結晶研究進展[J]. 中國有色金屬學報, 2006, 16(1): 1-12.LIU Chu-ming, LIU Zi-juan, ZHU Xiu-rong, ZHOU Hai-tao.Research and development progress of dynamic recrystallization in pure magnesium and its alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(1): 1-12.

[46] MOHRI T, MABUCHI M, NAKAMURA M, ASAHINA T,IWASAKI H, AIZAWA T, HIGASHI K. Microstructural evolution and superplasticity of rolled Mg-9Al-1Zn[J]. Materials Science and Engineering A, 2000, 290: 139-144.

[47] GALIYEV A, KAIBYSHEV R, GOTTSTEIN G. Correlation of plastic deformation and dynamic recrystallization in magnesium alloy ZK60[J]. Acta Materialia, 2001, 49: 1199-1207.

[48] del VALLE J A, RUANO O A. Influence of texture on dynamic recrystallization and deformation mechanisms in rolled or ECAPed AZ31 magnesium alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 487: 473-480.

[49] KAIBYSHEV R, SITDIKOV O. On the role of twinning in dynamic recrystallization[J]. Fizika Metallov i Metallovedenie,2000, 89(4): 70-77.

[50] KAIBYSHEV R, GALIEV A, SITDIKOV O. On the possibility of producing a nanocrystalline structure in magnesium and magnesium alloys[J]. Nanostructured Materials, 1995, 6:621-624.

[51] BOHLEN J, YI S B, SWIOSTEK J, LETZIG D,BROCKMEIER H G, KAINER K U. Microstructure and texture development during hydrostatic extrusion of magnesium alloy AZ31[J]. Scripta Materialia, 2005, 53: 259-264.

[52] DING H, LIU L, KAMADO S, DING W, KOJIMA Y. Study of the microstructure, texture and tensile properties of as-extruded AZ91 magnesium alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds,2008, 456: 400-406.

[53] YANG Z, GUO Y C, LI J P, HE F, XIA F, LIANG M X. Plastic deformation and dynamic recrystallization behaviors of Mg-5Gd-4Y-0.5Zn-0.5Zr alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 485: 487-491.

[54] LIU Y, YUAN G, DING W, LU C. Deformation behavior of Mg-Zn-Gd-based alloys reinforced with quasicrystal and Laves phases at elevated temperatures[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2007, 427: 160-165.

[55] BAE D H, LEE M H, KIM K T, KIM W T, KIM D H.Aplication of quasicrystalline particles as a strengthening phase in Mg-Zn-Y alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2002,342: 445-450.

[56] ENGLER O, HIRSCH J, LUCKE K. Texture development in Al-1.8wt%Cu depending on the precipitation state—Ⅱ.Recrystallization textures[J]. Acta Metallurgica et Materialia,1995, 43: 121-138.

[57] ENGLER O, YANG P, KONG X W. On the formation of recrystallization textures in binary Al-1.3% Mn investigated by means of local texture analysis[J]. Acta Materialia, 1996, 44,3349-3369.

[58] BALL E, PRANGNELL P. Tensile-compressive yield asymmetries in high strength wrought magnesium alloys[J].Scripta Metallurgica et Materialia, 1994, 31: 111-116.

[59] BOHLEN J, NURNBERG M R, SENN J W, LETZIG D,AGNEW S R. The texture and anisotropy of magnesiumzinc-rare earth alloy sheets[J]. Acta Materialia, 2007, 55:2101-2112.

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

[61] NABARRO F R N. Deformation of crystals by motion of a single ions[C]//MOTT N F. Proceedings of a Conference on Strength of Solids. London: Physical Society, 1948: 75-90.

[62] GEROLD V, HABERKORN H. On the critical resolved shear stress of solid solutions containing coherent precipitates[J].Physica Status Solidi (b), 1966, 16: 675-684.

[63] GLEITER H. Theory of prismatic cross-slip of dislocations in the vicinity of precipitations[J]. Acta Metallurgica, 1967, 15:1213-1221.

[64] BROWN L M, HAM R K. Strengthening methods in crystals[M].London: Elsevier Publishing Company, 1971: 12-15.

[65] ARDELL A J. Precipitation hardening[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1985, 16: 2131-2165.

[66] NIE J F. Effects of precipitate shape and orientation on dispersion strengthening in magnesium alloys[J]. Scripta Materialia, 2003, 48: 1009-1015.

[67] del VALLE J A, CARRENO F, RUANO O A. Influence of texture and grain size on work hardening and ductility in magnesium-based alloys processed by ECAP and rolling[J]. Acta Materialia, 2006, 54: 4247-4259.

[68] JIANG L, JONAS J J, LUO A A, SACHDEV A K, GODET S.Influence of {1 012} extension twinning on the flow behavior of AZ31 Mg alloy[J]. Materials Science and Engineering A,2007, 445/446: 302-309.

[69] BROWN L M, CLARK D R. Work hardening due internal stresses in composite materials[J]. Acta Metallurgica, 1975, 23:821-830.

[70] CACERES C H, DAVIDSON C J, GRIFFITHS J R, NEWTON C L. Effects of solidification rate and ageing on the microstructure and mechanical properties of AZ91 alloy[J].Materials Science and Engineering A, 2002, 325: 344-355.

Research progress on effect of precipitation on deformation mechanism of magnesium alloys

SONG Bo1,2, XIN Ren-long1,2, LIU Qing1,2
(1. National Engineering Research Centre for Magnesium Alloys, Chongqing University, Chongqing 400044, China;2. College of Materials Science and Engineering, Chongqing University, Chongqing 400045, China)

Some aspects of the present research on the deformation behavior in magnesium alloys containing precipitates were reviewed. The effect of precipitation on the deformation mechanisms and the recrystallization behavior of magnesium alloys was discussed, and the strengthening mechanism and model of the precipitates with different features were also reviewed. Finally, a few critical scientific problems in this research field were pointed out. Currently, the effects of the morphology, distribution and habit plane of the precipitates in magnisium alloys on different slip systems and twinning behavior have not been systematically studied. Comparatively little attention has been paid to the interaction between the precipitates and the recystallization. Moreover, further studies are needed to figure out a more general strengthening model suitable for the precipitation-strengthened magnisium alloys.

magnesium alloys; precipitate; deformation mechanism; recrystallization; strength

TG146.2

A

1004-0609(2011)11-2719-13

國家重點基礎研究發展計劃資助項目 (2007CB613703)；國家自然科學基金重大項目(50890172)；中央高校基本科研業務費資助項目(CDJZR10130015，CDJXS10130006)

2010-10-22；

2011-03-28

辛仁龍，教授，博士；電話：023-65111547；E-mail: rlxin@cqu.edu.cn

(編輯 陳衛萍)