研究Mg-3Al-1Zn-1Ca合金的平面内力学各向异性行为

《Journal of Materials Research and Technology》：Investigating the In-plane Mechanical Anisotropy behavior of Mg-3Al-1Zn-1Ca alloy

　　哈菲兹·穆罕默德·雷汉·塔里克 | 乌默尔·马苏德·乔德里 | 穆罕默德·伊什蒂亚克 | 哈-宋·白 | 懊赫克·康 | 明基·金 | 泰-宋·俊
韩国仁川国立大学机械工程系，22012

**摘要**
本研究调查了AZX311镁合金的平面内机械各向异性，揭示了与取向无关的屈服强度。与其他取向（0°、30°、60°）相比，沿90°方向的拉伸性能表现出优异。这种增强归因于非基面滑移活动的增加以及多个孪晶界的形成，包括{10-12}拉伸孪晶（TTW）和{10-11}-{10-12}双孪晶（DTW）以及在单晶粒内形成的多种TTW变体。虽然孪晶界通常会由于应力局部化而导致早期失效，尤其是在DTW的情况下，但我们的观察表明，在变形过程中孪晶界能够稳定且连续地形成，从而在90°方向的样品中提供持续的应变硬化。此外，90°方向样品中增强的非基面滑移活动，特别是金字塔形滑移，有效缓解了通常与孪晶界相关的应力集中，有助于提高强度-延展性的协同性。

**1. 引言**
镁（Mg）合金因其低密度和高强度而受到广泛关注，被认为是运输和生物医学领域中重量敏感结构部件的潜在材料[1]、[2]、[3]、[4]、[5]、[6]。通过轧制形成板材的过程常常会引发强烈的晶体织构，而其六方密排（HCP）晶体结构中有限的活跃滑移系导致了机械响应的明显方向依赖性。镁合金的有限伸展成形性显著限制了其板材产品在实际应用中的广泛使用。因此，研究人员不断探索各种合金体系，以理解和解决控制机械各向异性的基本机制[7]、[8]、[9]、[10]。
提高镁合金强度-延展性平衡的努力主要集中在促进多种滑移系和变形孪晶的协同激活[11]、[12]上。通过鼓励多种滑移模式，特别是非基面滑移和非基面位错活动，可以减轻强烈的晶体织构[13]、[14]、[15]。将钙（Ca）加入AZ31镁合金已被证明可以通过减弱基面织构并促进非基面变形机制的激活来提高成形性，主要是通过形成(Mg, Al)2Ca金属间相[16]。这些沉淀物有助于沉淀强化，可以改变临界分辨剪切应力（CRSS）的分布，特别是通过增加基面和金字塔形滑移的CRSS，从而缩小金字塔形与基面滑移的CRSS比值[17]。此外，这些沉淀物可能提高孪晶扩展所需的CRSS，抑制孪晶生长[18]。除了孪晶的起始和生长外，具体的孪晶模式（如伸展型或收缩型孪晶）在影响镁合金的变形行为方面也起着重要作用[19]。孪晶沿c轴适应应变，并通过晶格重定向影响加工硬化率，这取决于孪晶类型。{10-11}和双孪晶将基面旋转到更有利于基面滑移的方向，而{10-12}孪晶通常会使晶粒保持在不利于滑移活动的取向[20]。这些孪晶系统的激活在应力三轴性较高的条件下会影响塑性各向异性，如在AZ31合金中观察到的现象[21]。延展性在中等应力三轴性水平时达到峰值，但随着三轴性的进一步增加而减小，表明应力状态和变形机制之间存在复杂的相互作用。这一趋势强调了镁合金对多轴应力条件的敏感性，其中滑移和孪晶活动之间的平衡决定了它们的整体机械响应。
再结晶诱导的织构演变可能会加剧或减轻机械各向异性，从而影响合金在多轴载荷条件下的应变适应能力。Kang等人[22]报告称，在轧制横向（RD-TD）平面内的流应响应主要由棱柱形滑移控制，并伴随着平面简单剪切条件下的显著孪晶活动。Guo等人[23]进一步研究了Schmid因子在孪晶变体选择中的作用，从而揭示了AZ31板材沿横向观察到的孪晶模式。许多其他研究也关注了滑移活动[16]、[24]、应力分布[25]和孪晶模式[26]的特征，这些都在机械响应中表现出强烈的方向依赖性。
在HCP合金（如镁合金）中，如耳状变形和断裂变化等板材成形现象源于多种变形机制之间的竞争。先前的研究表明，织构和拉伸孪晶可以平行或垂直于加载方向或c轴排列，不同平面取向的变形会改变Schmid因子，从而影响滑移和孪晶活动。虽然沿主方向（RD和TD）的机械行为已被广泛研究，但对中间平面取向的系统性研究仍然有限，特别是对于Mg-3Al-1Zn-1Ca（AZX311）合金。解决这一差距对于优化镁合金的各向异性和成形性至关重要，特别是在它们在复杂几何形状中的使用日益增加的情况下，这些形状中应力可能沿任意平面方向施加。在本研究中，我们沿多个平面取向进行了机械测试，并将结果与详细的微观结构和EBSD分析进行了关联。这种方法使我们能够揭示超出传统方向的各向异性控制机制，为了解滑移和孪晶活动的方向依赖性提供了新的见解。这些发现为设计和优化承受复杂应力状态的结构部件提供了指导，提高了镁合金在实际应用中的可靠性和成形性。

**2. 材料与方法**
由POSCO（韩国）提供了一块厚度为1毫米的热轧AZX311镁合金板。合金的详细成分可以在其他地方找到[27]。从板材上沿轧制方向（0°, RD）以及与RD成30°、60°和90°倾斜的方向切割出平直的狗骨形拉伸样品（如图1所示）。为了对初始样品进行微观结构表征，从RD-TD平面切割出一个5×5×1毫米的试样，并遵循标准金相实践和程序进行制备[28]。使用配备了能量分散X射线光谱（EDS）的JSM-7800F扫描电子显微镜（JEOL）研究了金属间颗粒。为了评估颗粒分布，SEM显微照片在ImageJ软件版本1.53t中进行了处理，首先将图像转换为16位格式。通过应用128到65,535之间的恒定阈值范围，从α-Mg基体中分离出第二相颗粒。使用场发射透射电子显微镜（Thermo Fisher Scientific, FEI Talos F200X）研究了沉淀物的详细形态和空间分布。为此分析从试样中仔细制备了约30微米厚的薄片。然后使用孪晶喷射抛光系统制备了穿孔样品；5%硝酸（HNO3）溶液溶解在乙醇中作为电解液。为了避免氧化，在-30°C的低温环境下进行电抛光，施加电压为30伏，溶液流速为35毫米/秒。为了评估机械各向异性，所有样品都使用UTM（UTM, RB 301 UNITECH-T, R&B）进行了拉伸测试，测压试验段连接了轴向伸长计（Model 3542, Epsilon Tech.），拉伸速率为1×10^-3/秒。所有样品都进行了三次测试以检查重复性。在7%变形的30°和90°取向样品上进行了变形后电子背散射衍射（EBSD）分析，使用的是配备了EBSD系统（Velocity? Super, EDAX）的扫描电子显微镜（SEM, JSM IT-800, JEOL）。EBSD分析在200微米×200微米的扫描区域内进行，空间分辨率由0.25微米的步长定义。从扫描过程中获得的原始EBSD数据随后使用OIM Analysis?版本8.6软件进行处理和分析，该软件有助于提取对全面解释至关重要的微观结构特征。

**图1.** (a) 显示了沿轧制方向倾斜的拉伸样品取向的示意图。

**3. 结果与讨论**
**3.1. 微观结构表征和金属间相分析**
图2显示了基体中均匀分布的亮颗粒，其面积分数约为4.5%。这些亮颗粒通过EDS线轮廓分析得到了进一步表征（图2 (b & c)），证实存在Al2Ca沉淀物，这些沉淀物被认为是由Al和Ca在凝固过程中的共偏聚形成的。进一步的TEM-EDS分析显示了基体和晶界中存在沉淀物，如图2(d2-d5)所示。元素映射证实Mg和Zn在基体中均匀分布，表明没有明显的偏聚。相比之下，Al和Ca在晶粒内部和晶界处表现出明显的共偏聚。值得注意的是，在当前的加工条件下，常见的Mg17Al12和Mg2Ca金属间Laves相的形成似乎被大大抑制了。

**图2.** 收到的AZX311镁 alloy的金属间颗粒分析：(a) 显示第二相颗粒分布的SEM图像；(b-c) 沉淀物的SEM-EDS线轮廓；(d) TEM-HAADF图像；(d-1) 用红色箭头标记在(d)中的沉淀物上的EDS线轮廓；(d2-d5) 显示基体中元素分布的TEM-EDS图。
在偏聚元素中，Ca在晶界处的积累倾向显著高于Al，如图2(d-1)的TEM-EDS线扫描所示。这种在晶界的优先Ca偏聚已知会影响晶界结构和能量，进而影响晶界强化机制。通常，晶界沉淀物通过多种机制在强化合金中起关键作用，包括通过增强成核位点细化晶粒、在热机械加工过程中抑制晶粒生长以及阻碍位错在晶界处的运动[29]、[30]。然而，这些益处往往以延展性为代价，因为在脆性晶界区域会导致应力集中和裂纹起始[31]。有趣的是，据报道Ca在镁合金中的行为类似于稀土合金化，通过促进非基面滑移系统的激活[32]、[33]。Kim等人的分子动力学模拟也表明，Ca与基面位错的结合能更高，固溶强化效应更强[34]。此外，Yasi等人还进行了DFT计算，进一步表明Ca化合物-位错相互作用可以降低Mg中基面到棱柱形位错的交叉滑移的障碍，从而促进非基面滑移活动[35]。同样，Zhou等人使用结合实验和计算方法表明，向镁中添加少量Ca可以降低所有滑移模式的堆垛错能，提高整体塑性变形能力，并增强延展性[33]。
图3a所示的倒极图（IPF）图显示了完全再结晶的微观结构，具有等轴晶粒。图3b所示的直方图显示了广泛的晶粒尺寸分布，平均晶粒尺寸约为7.5微米，标准差（SD）约为4.2微米，表明存在一定程度的晶粒尺寸异质性。如图3c所示的相图所示，立方C15相结构的Al2Ca金属间化合物分布在α-Mg基体和晶界中。这些颗粒通过Zener钉扎作用限制了晶界迁移，从而有助于晶粒细化[36]、[37]。这种微观结构异质性，由细晶粒和粗晶粒的共存特征，可以归因于Al2Ca沉淀物的非均匀分布和钉扎效应，这局部阻碍了晶界迁移，从而形成了晶粒生长受抑制的区域。据报道，沉淀物对再结晶的影响取决于它们的空间分布和晶界能量，其中晶界承受持续的钉扎力，破坏了优先生长取向并促进了织构随机化[38]。这一效应得到了图3d所示的(0001)极图（PF）的支持，该图显示主要织构组分集中在中心，基面极向沿TD方向有45°的分裂。这表明与最佳基面取向略有偏差，很可能是由于部分沉淀物钉扎效应造成的。最大的基面织构强度为9.1 m.r.d.

**图3.** 收到的AZX311镁 alloy的EBSD分析：(a) IPF图；(b) 晶粒尺寸分布图；(c) 相图；(d) PF图。
**3.2.**AZX311镁合金在不同取向下的力学行为
图4展示了AZX311镁合金在0°、30°、60°和90°方向上受到单轴拉伸载荷时的真应力-应变曲线。0.2%的屈服应力在所有取向下大致保持恒定，确保了无论加载方向如何，材料对塑性变形起始的抵抗力都是一致的。然而，随着加载角度相对于轧制方向（RD）的增加，应变硬化特性、抗拉强度（UTS）和延展性都得到了增强，在90°方向加载的样品中观察到了最佳的性能组合（图4a）。例如，平行于RD加载的样品的抗拉强度为325.4 MPa，总伸长率为12.23%；而在90°方向加载时，抗拉强度显著提高到386 MPa，伸长率增加到22.52%（图4b）。塑性应变比（R值）定义为宽度应变与厚度应变的比率，广泛用于量化板材金属的各向异性[39]，但在本研究中，由于使用的是沿厚度方向排列的伸长计，无法测量横向（宽度）应变，因此无法确定R值。金属材料的应变硬化特性可以通过应变硬化指数（n）和应变硬化能力（Hc）来评估。这两个参数都反映了合金在塑性变形过程中保持强化的能力，但它们从不同的角度来描述这种行为。
图4：(a) 真应力-应变曲线，(b) 显示抗拉强度变化的条形图，以及(c) 显示随拉伸试验方向变化的硬化能力和硬化指数（n）值的线图。
另一方面，Hc作为合金适应塑性变形内在能力的指标，其值可以通过以下关系定量确定[2]：
在图4c中，随着加载角度相对于RD的增加，Hc和n值都呈现出逐渐增强的趋势。这一趋势主要与非基面滑移系统和多重孪晶模式的激活有关，当变形远离RD发生时，更高的Schmid因子促进了这种激活。此外，晶界相关的Al2Ca沉淀物在沉淀物-基体界面产生局部应力和应变集中，这是由于两相之间的明显弹性和塑性不兼容性所致。这些沉淀物主要通过Orowan环状结构相互作用而不是直接剪切，通过作为位错运动的有效屏障来增加合金的应变硬化能力。先前的研究表明，Al2Ca通过与位错的相互作用以及在较高流动应力下形成堆垛错位，导致与基体的共同变形，从而提高拉伸伸长率[43]。

3.3. 沿30°和90°方向变形样品的变形后分析
为了研究变形后的情况，将30°和90°方向的样品变形至7%的应变，以研究中等和最大的各向异性，从而准确评估变形引起的微观结构变化。图5（a & b）和5（c & d）分别显示了30°和90°样品的微观结构和织构变化。IPF图显示90°方向的样品比30°方向的样品含有更多的孪晶。内嵌的PF图显示30°样品表现出强烈的基面织构，最大强度为8.3 m.r.d.，表明基面极向沿RD方向分布。相比之下，90°方向的样品基面织构强度降低至6.4 m.r.d.，基面极向沿TD方向有更明显的展宽。此外，还使用从实验极图导出的取向分布函数（ODFs）在欧拉空间中进一步分析了晶体织构演化（图5c & 5d）。对于镁合金，通常在?2 = 0°和30°的?2截面中观察织构，因为这种观察方式能有效地揭示相对于样品和晶体方向的key织构组分[44]。在30°变形的样品中（图5c），基面纤维在φ1 ≈ 30°时增强，φ2倾斜度适中（10-15°），表明{0001}基面平面大体上仍然平行于板材表面，但由于孪晶作用而略有旋转。φ2 = 30°的图显示在φ1 ≈ 0°和60°处有两个明确的瓣区，分别与理想的基面取向((0001) <10-10>和(0001) <2-1-10>对齐，尽管φ2方向的分布范围有限（±5°）。而在90°变形的情况下（图5d），主要的基面织构转移到φ1 ≈ 0°-90°，反映了c轴与TD方向的重新对齐。这里的φ2倾斜度较小（约5-10°），但φ1和φ2的瓣区更为分散，表明取向分布更广，基面纤维的强度较弱。这表明沿90°方向的变形导致了更大的织构异质性，这可能是由于在偏轴加载时激活了额外的滑移系统和孪晶机制，从而促进了更均匀的塑性流动。
图5：(a & b) 带内嵌PF图的IPF图，以及(c & d) 分别对应于30°和90°方向变形样品的ODF图。
在镁合金中，Schmid因子（SF）值对于确定各种滑移机制的激活至关重要。Schmid定律指出，Schmid值接近0.5的滑移系统更容易被激活[45]、[46]。为了评估30°和90°变形AZX311镁合金样品的滑移活性和局部塑性应变行为，使用了SF阈值0.4进行晶粒分类。在30°样品中，较高比例的晶粒（约17.2%）有利于基面滑移（SFbasal > 0.4），如图6a所示，而在90°样品中这一比例仅为约10.9%（图6c）。这表明30°方向由于基面与加载方向的更好对齐，促进了更大的基面滑移活性。相反，非基面滑移系统在90°样品中更为活跃。如图6d所示，90°样品中接近98.8%的晶粒表现出高于0.4的SF值，用于非基面滑移，而在30°样品中这一比例为约96.01%（图6b）。详细的Schmid因子分析总结见表1，表明棱柱状和/或金字塔状滑移系统在90°方向上主导了变形行为。
表1. 基于Schmid因子分析的滑移活性总结
滑移系统 30°方向 90°方向
Schmid因子（m） >=0.4的晶粒比例 >=0.4的晶粒比例
基面 0.2 17.2 0.2 21.0
棱柱状 0.4 17.5 0.4 28.7
金字塔状 0.4 79 6.5 0.4 89.2
此外，核平均错位（KAM）图（图6e & 6f）进一步支持了这一解释。90°样品的KAM平均值（0.83）高于30°样品（0.7），反映了更显著的晶内应变局部化程度，这可以归因于非基面滑移和多次位错滑移相互作用的普遍性。此外，90°样品在晶粒基体内的KAM分布更加均匀和强烈，表明位错储存和晶内塑性变形增强。90°样品中较高的平均KAM值支持了这一解释。它反映了由于多种非基面滑移系统的激活而导致的晶格曲率增加，这些滑移以更分布的方式适应应变。此外，当一个晶粒具有多个孪晶时（在90°取向的样品中确实如此），每个孪晶都会通过形成晶格重定向区来破坏周围基体的均匀变形。这种变形不匹配在孪晶边界附近积累的局部应变可以作为位错运动的障碍。
从KAM分析来看，90°取向样品中的局部晶格畸变更大，这与几何必要位错（GNDs）的存在直接相关。相应地，图7a展示了从EBSD测量得到的30°和90°方向变形样品的GND密度分布。正如预期的那样，90°样品的GND密度明显高于30°样品，这可以归因于SF分析中证实的增强位错滑移活性。
图7：(a) 30°和90°方向变形样品的GND条形图，以及(b) 错位角度剖面条形图。
图7b显示了在90°方向变形的样品中，双孪晶（DTWs，峰值约为39°）和{10-12}拉伸孪晶（TTWs，峰值约为87°）的比例较高。许多先前的研究将这些孪晶边界与镁合金中的应变局部化和裂纹萌生[47]、[48]、[49]、[50]、[51]相关联。特别是，DTWs一直被认为是应力集中的潜在位置，并被广泛认为是镁合金在机械加载下过早失效的主要因素[52]。然而，孪晶并不直接导致失效；有限的滑移活性限制了孪晶边界处的有效应变适应，从而导致局部应力集中，超过断裂阈值并在孪晶边界附近引发失效。

3.4. 对90°变形样品中孪晶和滑移活性的逐晶粒分析
在本研究中，AZX311镁合金样品分别在0°、30°、60°和90°方向（相对于轧制方向RD）进行了拉伸试验。观察到的屈服强度在所有取向上几乎相同，表明初始微观状态（包括相似的晶粒尺寸、沉淀物分布和体积分数以及基面织构）确保了主要的强化贡献在加载方向上保持不变。相比之下，应变硬化能力、抗拉强度（UTS）和总伸长率随着倾角的增加而逐渐增强，90°样品实现了强度和延展性的最佳组合。尽管屈服强度相似，这种塑性响应的差异表明在更高倾角下激活了额外的变形机制。鉴于镁合金中的塑性变形通常通过变形孪晶来适应，其中TTWs最为普遍。TTWs通常在c轴拉伸下激活，而压缩孪晶（CTWs）在c轴收缩下形成[53]、[54]。TTWs可以大量生长，有时会消耗整个晶粒。然而，CTWs通常保持狭窄，并且经常在其结构内作为次级TTWs的成核点，从而导致DTWs的形成[55]。因此，图8通过从图5b所示的IPF图中划分出一些随机晶粒，详细研究了90°样品中孪晶的演变过程。这里，G1-G3展示了单个晶粒内多个孪晶的形成过程，显示了CTWs向DTWs和TTWs的转变。点对点错位剖面揭示了与TBs相对应的尖锐峰值，而点对原点剖面捕捉了相对于基体方向的累积晶格旋转，共同证实了单个晶粒内存在多个孪晶。它们相对离散的PF图显示了由于单个晶粒内大量孪晶形成而引起的织构重定向，其中可以观察到基体和孪晶组分之间的明显角度错位。
图8：从7%变形的90°试样IPF图中划分出的晶粒显示了详细的双晶动态。此外，为了展示与单个晶粒内多个{10-12}拉伸双晶（TTW）变体同时激活相关的进一步变形机制，分析了一个代表性晶粒G4。这次识别出了四种不同的变体（分别标记为T1、T2、T3和T4），每种变体都围绕<11-20>轴相对于母体基质（M）旋转约86°，而母体基体的c轴几乎平行于横向方向[56]。先前的研究表明，当一个c轴几乎垂直于轧制方向（RD）的晶粒受到垂直于RD的拉伸载荷时，几种TTW变体的Schmid因子（SFs）在大小上相似且足够高，可以促进它们的同时激活[57]。因此，多个TTW变体可以在单个晶粒内形成，这些变体之间的取向偏差约为60°。在这里，多个双晶模式的形成以及多个TTW变体的同时激活导致复杂的双晶-双晶相互作用，通过阻碍进一步的双晶扩展和生长来增强材料的强度[58]、[59]。相互作用的双晶之间的界面成为位错积累的优先位点[60]，从而提高位错密度并增强合金的极限强度。因此，多种滑移系统的存在对于缓解孪晶界（TBs）处的应力集中至关重要。

如图6e中的Schmid因子分析所示，大多数晶粒表现出激活非基底滑移系统的可能性更高。为了更精确地识别活性滑移模式，进行了晶内取向偏差轴（IGMA）分析。这项技术基于这样一个原理：位错滑移会在特定的旋转轴（通常称为Taylor轴）周围引起可测量的晶格曲率[61]、[62]、[63]、[64]、[65]、[66]。相关的晶格弯曲导致所有晶体学平面围绕该轴系统地旋转（见图9a）。通过将实验获得的IGMA与各个滑移模式的理论预测Taylor轴进行比较，可以确定主导的变形模式。

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图9. (a) 示意图展示了用于关联晶内取向偏差轴（IGMA）与激活滑移模式的基本假设。假设相邻区域A和B围绕一个共同轴（r）表现出小的取向偏差角（θ），该轴被取为Taylor轴。(b) 在随机选取的晶粒中观察到的IGMA分布和演变。标准单元三角形中红色的主导表明IGMA有强烈的偏好取向。

图9a还展示了表示Mg合金中各种滑移系统Taylor轴分布的标准单元三角形。例如，在IGMA分析中，<2-1-10>和<10-12>方向的旋转轴的优先聚集表明了金字塔滑移的激活[62]、[63]、[64]、[65]。同样，围绕<10-10>方向的晶格旋转可以归因于基底滑移或金字塔滑移，而围绕<0001>轴的旋转则对应于棱柱滑移[65]，如图9a所示。为了准确确定单个晶粒的IGMA，定义一个可靠的低取向偏差阈值（θ）是必要的，该阈值能够排除噪声同时保留有意义的晶格旋转信息。在本研究中，应用了5°的阈值，确保只有在塑性变形相关的显著晶内取向梯度的情况下才考虑这些梯度。图9b显示了来自试样IPF图的划分出的晶粒，该试样沿90°方向变形了7%，如图5b所示。晶粒A、B和F在<2-1-10>轴附近显示出强烈的IGMA聚集，证实了金字塔滑移的主导地位。然而，对于晶粒C，IGMA分布在<10-10>轴上。考虑到这个晶粒的非基底滑移也具有较高的Schmid因子，这种聚集进一步支持了金字塔滑移而不是基底滑移的激活。晶粒D和E分别在<10-12>和<13-8-53>轴附近显示出主导的IGMA聚集，这与金字塔滑移的激活一致。据报道，金字塔-I滑移的激活频率高于金字塔-II滑移，这与当前的结果一致[67]。此外，晶粒E在<0001>轴附近显示出弱的IGMA聚集，表明棱柱滑移与金字塔模式同时发生。总体而言，基于Schmid因子分析的滑移系统预测与IGMA观察结果非常吻合。因此，在90°取向的试样中多个双晶模式的显著激活有助于提高合金的应变硬化能力和极限抗拉强度，而非基底滑移系统（特别是金字塔滑移）的同时激活则提高了延展性。因此，优化孪晶形成与可用滑移系统之间的平衡，而不是完全抑制孪晶形成，可以在Mg合金中提供更有效的强化-延展性协同效应。

这项研究提供了关于Mg合金各向异性机械响应的基本见解。通过系统地绘制平面内的机械行为，并将其与晶体结构纹理、滑移系统激活和双晶机制相关联，这项工作阐明了中间取向在控制变形异质性中的关键作用。这些发现为调整Mg-3Al-1Zn-1Ca合金的纹理和微观结构属性提供了指导，从而提高了成形性，减少了各向异性，并在复杂的多轴加载条件下改善了结构完整性。

4. 结论

本研究调查了AZX311 Mg合金在0°、30°、60°和90°取向（相对于轧制方向RD）下的初始微观结构和平面内的拉伸各向异性，得出了以下关键发现：
1. 原始的AZX311 Mg合金具有完全重结晶的微观结构，晶粒尺寸约为7.5 μm，立方Al2Ca沉淀物（面积分数约为4.5%）在晶粒内和晶界上均匀分布。这些沉淀物由Al-Ca共沉积形成，抑制了Mg17Al12相的形成，通过Zener钉扎阻碍了晶界移动，并促进了纹理的随机化。
2. AZX311 Mg合金表现出取向依赖的拉伸行为，屈服强度几乎恒定，但应变硬化能力、极限抗拉强度和延展性显著提高。在所有测试的方向（0°、30°、60°、90°）中，90°取向提供了最佳的极限抗拉强度和延展性组合，这是由于非基底滑移系统的激活增加、多种双晶模式的激活以及晶界Al2Ca沉淀物的增强效应共同作用的结果，这些因素共同改善了塑性变形的均匀性并延缓了合金在90°拉伸方向上的失效。
3. 对90°取向试样的逐晶粒分析显示，多种双晶模式被广泛激活，包括{10-12} TTWs和{10-11}-{10-12} DTWs，以及单个晶粒内多种TTW变体的同时存在，这些共同作用提高了应变硬化能力和极限抗拉强度（UTS）。
4. SF和IGMA分析表明，90°取向试样中增强的非基底滑移活动有效缓解了通常与孪晶界（TBs）相关的局部应力集中，从而提高了强度-延展性协同效应。

利益冲突声明

作者声明他们没有利益冲突。