通过结合超声波纳米晶表面改性技术和电脉冲处理，显著提高了双模AZ31合金板材的微观结构均匀性和拉伸性能

《Journal of Magnesium and Alloys》：Enhanced microstructural homogeneity and tensile properties of bimodal AZ31 alloy sheet via combined ultrasonic nanocrystal surface modification and electropulsing treatment

　　**Won Pyo Hong | Hyun Ji Kim | Taekyung Lee | Jongbin Go | Sung Hyuk Park**
**材料科学与冶金工程系，庆北国立大学，大邱 41566，韩国**

**摘要**
轧制的AZ31（Mg–3.0Al–0.8Zn–0.3Mn，重量%）合金通常表现出由粗晶和细晶组成的双峰微观结构，这会促进应变局部化并限制机械性能。在这项研究中，采用了超声波纳米晶表面改性（UNSM） followed by 电脉冲处理（EPT）的方法，将双峰表面结构转变为均匀的细晶层，从而提高了强度和延展性。UNSM在表面引入了严重的塑性变形，生成了超细晶粒、高位错密度和大量的孪晶。这显著提高了AZ31合金片的强度，但降低了其伸长率。随后在300°C下进行2分钟的短时电脉冲退火处理，引发了快速静态再结晶，形成了均匀的等轴晶粒并减少了位错密度。结果，尽管经过UNSM处理的合金在EPT后的强度有所下降，但其延展性显著提高。与轧制态合金相比，UNSM–EPT合金表现出更优异的强度和延展性，屈服强度和抗拉强度分别为158 MPa和252 MPa，伸长率为21.9%。数字图像相关（DIC）分析显示，轧制态样品在变形早期就出现了强烈的应变局部化现象，而UNSM–EPT样品在整个拉伸过程中表现出更均匀的应变分布。这些结果表明，将UNSM与EPT结合使用可以有效消除有害的表面粗晶，并为改善具有双峰表面结构的轧制镁合金的微观均匀性和机械性能提供了一种有效策略。

**1. 引言**
镁（Mg）及其合金由于其低密度、高比强度和优异的可回收性，成为非常有吸引力的轻质结构材料。这些特性使它们成为交通运输、航空航天和国防应用中的理想候选材料，在这些领域中，减轻重量和提高燃料效率变得越来越重要[[1], [2], [3]]。然而，镁合金的广泛工业应用仍然受到其固有的低延展性和强塑性各向异性的限制[4,5]。这些缺点源于镁的六方密排（HCP）晶体结构，在室温下仅提供少数独立的位错滑移系统[6]。因此，镁合金在变形过程中应变适应能力较差，常常导致过早断裂。为了解决这些内在的晶体学限制，已经开发了诸如晶粒细化、再结晶控制和表面改性等微观结构工程策略来提高强度和延展性。在常规的热轧和均匀化过程中，镁合金片通常会形成由细晶再结晶晶粒和粗长晶粒组成的双峰晶粒结构。粗晶粒通常集中在片材表面附近，它们可能沿着轧制方向（RD）伸长，或者在轧辊-片材界面由于剪切变形而倾斜，随后在退火过程中发生异常生长[7,8]。由于异常晶粒生长而在退火过程中形成的双峰晶粒结构应与最近研究中报道的异质（异构）微观结构区分开来[9,10]。在异质合金的背景下，“异质微观结构”通常指的是由空间有序的软硬区域组成的有意设计的微观结构。这种异质结构旨在激活异质变形诱导（HDI）强化效应，通过晶粒间的应变分配来同时提高强度和延展性[11,12]。相比之下，由于异常晶粒生长而形成的双峰晶粒结构通常是在退火过程中无意中形成的，其特征是粗晶和细晶的随机分布，没有刻意的设计。这些结构不一定与HDI强化机制相关，反而可能导致粗晶中的局部应变积累，从而降低均匀伸长率、成形性和抗疲劳性[13]。因此，抑制表面粗晶并实现均匀的细晶表面结构对于提高镁合金片的机械性能至关重要。在本研究中，“双峰微观结构”一词专门用于描述这种由异常晶粒生长引起的晶粒尺寸不均匀性，并明确将其与文献中报道的异质结构区分开来。

在各种表面改性技术中，超声波纳米晶表面改性（UNSM）作为一种严重的塑性变形（SPD）方法引起了相当大的兴趣。在UNSM过程中，高频超声波振动通过球形尖端传递，持续冲击材料表面，引入强烈的局部塑性变形和高位错密度。这一过程产生了由纳米级晶粒表面层、高度变形的过渡区和相对未变形的体相区域组成的梯度纳米结构。这种表面纳米晶化提高了硬度、耐磨性和近表面强度，同时为再结晶提供了潜在的晶核位点[[14], [15], [16]]。然而，UNSM也会在受影响区域储存大量应变能。由此产生的微观结构以密集的位错缠结和严重的晶格畸变为特征，在塑性变形条件下表现出较低的应变适应能力[17,18]。因此，经过UNSM处理的镁合金表现出过早的裂纹形成和延展性降低[19]。这些限制表明，虽然UNSM对于细化表面晶粒有效，但必须将其与能够释放储存的应变能、促进恢复和再结晶并稳定细晶表面层的补充后处理相结合，同时避免过度晶粒生长。

电脉冲处理（EPT）作为一种有前景的变形后处理方法应运而生。EPT对金属施加高密度电脉冲，产生瞬时焦耳热、电子风力和电迁移效应，加速缺陷消除和再结晶[20,21]。与传统退火相比，EPT具有超快加热、局部能量输入、减少热梯度以及能够在不引起过度晶粒生长的情况下诱导再结晶的优势[22]。先前的研究表明，EPT促进了静态再结晶（SRX），增强了位错移动性，并加速了恢复，从而提高了金属的延展性和应变适应能力[[23], [24], [25]]。这些特点表明，将UNSM与EPT结合使用可以克服UNSM处理镁合金的延展性限制，同时保留晶粒细化的优点。此外，在变形后的镁合金中，后续退火过程中的SRX通常在晶格缺陷（如高角度晶界、变形孪晶、第二相颗粒和剪切带）处开始[[26], [27], [28]]。其中，变形孪晶和剪切带起着特别重要的作用，因为它们局部集中了储存的应变能，并为再结晶提供了有利的晶体学条件。值得注意的是，在剪切带内形成的再结晶晶粒往往比在现有晶界处形成的晶粒具有更随机的取向，导致基面织构的有效减弱[29,30]。对AZ31镁合金的广泛研究表明，热机械耦合的变形-退火工艺可以通过这些机制显著改变织构和机械性能。例如，Su等人[31]报告称，经过高速和低速轧制的AZ31片材形成了高密度的变形孪晶和剪切带，随后的退火在这些位点优先促进了SRX，导致基面织构显著减弱，延展性提高了两倍以上。同样，Song等人[32]表明，先进行冷轧然后在400°C下退火使得SRX优先在收缩孪晶处发生，从而减弱了基面织构并提高了拉伸延展性和Erichsen值。从这个机制角度来看，UNSM后的EPT应用可以被视为传统热机械耦合的空间局部化类似物。UNSM在近表面层引入了高密度的孪晶和位错，而随后的EPT提供了快速和局部的热激活，优先在这些变形诱导的晶格缺陷处促进SRX。因此，可以在不引起整体变形或长时间退火的情况下实现织构减弱和延展性提高，突显了UNSM–EPT复合工艺对AZ31镁合金的独特优势。

UNSM和EPT的独立优势已在镁合金中得到验证。例如，Kim等人[33]报告称，在40 N静态载荷下对轧制的AZ31进行UNSM处理，细化了表面晶粒，并将拉伸屈服强度（TYS）提高了49%（从132 MPa提高到197 MPa）。同样，Kang等人[34]表明，在20 N静态载荷下进行UNSM处理后，表面晶粒尺寸从10 μm减小到0.5–1 μm，TYS提高了17%（从187.5 MPa提高到219.4 MPa），强化效果延伸到表面下300–400 μm的范围。相比之下，Park等人[35]表明，对冷轧AZ31进行EPT处理显著加速了再结晶动力学，将再结晶激活能从137 kJ/mol降低到56 kJ/mol。这使得SRX在更低的温度和更短的时间内发生。尽管取得了这些进展，但尚未系统地将UNSM与EPT结合用于镁合金，特别是为了消除表面双峰晶粒结构并同时提高轧制镁合金的强度和延展性。在这项研究中，我们研究了UNSM followed by EPT对轧制AZ31镁合金片微观结构和机械性能的协同效应。特别关注了电脉冲处理条件下UNSM影响区域内的再结晶和恢复过程。此外，还使用数字图像相关（DIC）技术来表征拉伸变形过程中的应变分布。结果表明，UNSM–EPT组合工艺不仅抑制了表面粗晶，还产生了均匀的细晶表面层，从而显著提高了延展性和更均匀的应变分布。这些发现突显了UNSM–EPT作为先进表面工程策略的潜力，可用于定制镁合金并扩展其作为高性能轻质结构材料的应用。

**2. 实验程序**
**2.1. 初始材料和UNSM–EPT工艺**
使用厚度为3 mm的商用热轧AZ31镁合金片（Mg–3.0Al–0.8Zn–0.3Mn，重量%）作为基材。该片材在420°C下均匀化10小时后进行空气冷却。从均匀化片材中加工出尺寸为120 × 29 × 3 mm（长度 × 宽度 × 厚度）的平面样品用于UNSM处理。在UNSM处理之前，用#120 SiC磨料纸打磨样品表面以确保初始粗糙度均匀。使用商用系统（DesignMecha Co., 韩国）对上下表面进行UNSM处理。工艺及其亚表面效应的示意图如图1a所示。处理使用直径为2.38 mm的碳化钨（WC）球尖端，在20 N的静态载荷、30 μm的振动幅度和20 kHz的超声频率下进行。尖端以3000 mm/min的进给速度和0.07 mm的间隔在两个表面上扫描，引入了近表面的严重塑性变形。EPT装置的示意图如图1b所示。UNSM处理后，从处理过的片材上切割出较小的样品（40 × 12 × 3 mm），并在300°C下进行2分钟的电脉冲退火处理，随后空气冷却至室温。这一过程涉及快速的焦耳加热和冷却。三种条件下的片材宏观视图分别如图1c–e所示：(c) 均匀化后，(d) UNSM后，(e) UNSM followed by EPT后。这些条件分别称为轧制态、UNSM态和UNSM–EPT态。

**2.2. 微观结构表征**
使用X射线衍射（XRD, PANalytical, Empyrean）、光学显微镜（OM, Olympus BX53）、场发射扫描电子显微镜（FE-SEM, Hitachi SU8230）、电子背散射衍射（EBSD, Hitachi SU-70）和透射电子显微镜（TEM, JEOL JEM-2200FS）对轧制态、UNSM态和UNSM–EPT态样品的微观结构进行了检测。为了进行微观结构分析，样品按照标准程序进行切片和金相制备：用SiC砂纸打磨至#2000粒度，用3 μm和1 μm的金刚石悬浮液抛光，最后用0.04 μm的胶体二氧化硅抛光以去除残余变形层。抛光后，用乙酸-苦味酸溶液（5 mL乙酸、1.5 g苦味酸、5 mL蒸馏水和50 mL乙醇）蚀刻样品以显示晶界。XRD测量使用Cu Kα辐射源，衍射角度范围为20°至80°，扫描速率为2°/min。为了量化轧制样品中粗晶和细晶的面积分数，使用光学显微镜（OM）观察了RD-横向（TD）表面平面和RD-法向（ND）截面中的大区域（4800 × 2600 μm）。所有三种样品条件均在RD-ND平面上以20 kV的电压进行了电子背散射衍射（EBSD）分析。每次EBSD扫描覆盖800 × 900 μm的面积，步长为1.0 μm，从而获得了具有代表性的厚度方向截面。EBSD数据使用AZtecCrystal 2.1（Oxford Instruments）软件进行分析，以评估晶粒取向、晶界和错位情况。使用聚焦离子束（FIB，FEI/Bruker Helios 600）从UNSM样品的近表面区域制备了透射电子显微镜（TEM）样品。

2.3 机械测试
在轧制样品、UNSM样品和UNSM-EPT样品的截面平面（RD-ND平面）上测量了维氏显微硬度分布，以评估厚度方向的硬度梯度。在室温下，以0.025 kgf的载荷和10秒的保持时间进行压痕实验，从表面开始并向内部以固定间隔进行。每种条件下进行了10次压痕实验；舍弃最高和最低值，报告剩余结果的平均值以提高可靠性。对于拉伸测试，从每种条件下加工出尺寸较小的狗骨形试样，其标距长度为10 mm，宽度为4 mm，厚度为3 mm（即整个板材的厚度）。使用100 kN的万能试验机（Shimadzu AGS-100KNX）在室温下以恒定的名义应变率1.0 × 10^-3 s^-1进行单轴拉伸测试。每种条件下至少进行了三次测试，并展示了最具代表性的工程应力-应变曲线（最接近平均响应的曲线）。

2.4 拉伸过程中的DIC应变分析
为了研究表面微观结构对变形行为的影响，在拉伸测试过程中采用了二维DIC技术。DIC通过跟踪试样表面上随机斑点图案的位移来提供全场应变图。测试前，将每个试样的标距面（RD-TD平面）涂成哑光白色，然后喷涂上随机的黑色斑点图案。在拉伸过程中，使用分辨率为4096 × 3000像素的电荷耦合器件（CCD）相机每秒拍摄3帧标距截面的图像。使用ZEISS Correlate软件（Carl Zeiss GOM Metrology GmbH，德国）分析图像以计算局部轴向应变（εyy）分布。DIC的子集大小和步长分别设置为60像素和12像素，以平衡空间分辨率和应变噪声。在不同宏观应变下的应变图用于评估每种条件下的应变局部化演变。此外，从DIC数据中提取了标距长度上的局部轴向应变线谱，以定量比较样品之间的应变异质性。

3 结果与讨论
3.1 轧制样品、UNSM样品和UNSM-EPT样品的微观结构特征
图2显示了轧制样品的微观结构。在RD-TD表面平面上，光学显微照片（图2a）显示出了明显的双峰形态，其中粗晶（用黄色标出）嵌入在细晶基体中。定量分析表明粗晶的面积分数为39.6%，细晶的面积分数为60.4%。相应的EBSD晶界图（图2b）显示粗晶的平均粒径为191 μm，细晶的平均粒径为16.3 μm，该平面的整体平均粒径为106 μm。在RD-ND截面上，光学显微照片（图2c）显示了近表面的粗晶带，其面积分数向内部迅速减小。这里的粗晶面积分数为8.5%（细晶：91.5%）。从RD-TD表面的39.6%急剧下降到RD-ND表面的8.5%证实了双峰结构主要局限于表面而不是分布在整个厚度上。此外，粗晶团块以倾斜角度从表面延伸到次表面（图2c），与轧制引起的剪切方向一致。这些倾斜的团块可能在轧制过程中的强烈近表面剪切作用下形成，使得晶粒沿剪切路径伸长。在随后的热处理中，应变引起的晶界迁移和局部异常晶粒生长进一步粗化了这些受剪切影响的区域[7,36]。RD-ND平面的EBSD图（图2d）显示粗晶的平均粒径为161 μm，细晶的平均粒径为18.1 μm，这些值在考虑截面效应后与RD-TD平面上的值相当。总体而言，这些测量结果表明轧制样品具有表面局部化的双峰晶粒结构，具有明显的厚度方向梯度，粗晶和细晶的粒径相差大约一个数量级。

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图2. 轧制样品的微观结构特征：(a, c) 光学显微照片；(b, d) 在(a, b) RD-TD表面平面和(c, d) 中间宽度RD-ND截面上拍摄的EBSD晶界图。davg_whole、davg_fine和davg_coarse分别表示所有晶粒、细晶和粗晶的平均粒径；ffine和fcoarse表示相应的面积分数。

图3显示了UNSM样品的变形微观结构。EBSD晶界图（图3a）和核平均错位（KAM）图（图3b）是在RD-ND截面上获得的，而代表性的SEM显微照片显示在图3c中。经过UNSM处理后，截面微观结构中观察到两个不同的区域：区域A，一个严重变形的表面层，延伸到约350 μm深度；区域B，一个紧邻区域A下的孪晶区。在EBSD晶界图（图3a）中，由于严重的晶格畸变和/或低于1 μm EBSD步长的超细晶粒形成，区域A大部分区域未索引（黑色区域）。为了进一步明确区域A中未索引区域的起源，提供了对应于相同区域的EBSD带对比图（见补充材料S1）。结果表明，未索引区域与Kikuchi图案质量显著降低的区域重合，这是由于UNSM引起的严重晶格畸变和超细晶粒形成所致。相比之下，区域B包含高密度的{10–12}孪晶（用红线标出）。在EBSD索引区域（主要是区域B）测量的平均粒径为27.3 μm，与UNSM处理前的初始粗晶相比显示出显著的细化。区域B中的孪晶边界长度（LTB）为0.039 μm–1，证实了强烈的孪晶活动，这与早期关于UNSM处理过的Mg合金的报告一致[33,34]。

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图3. UNSM样品的微观结构特征：(a) RD-ND平面上的EBSD晶界图；(b) 相应的核平均错位（KAM）图；(c) 从区域A（近表面超细晶粒层）和区域B（下层孪晶区）拍摄的SEM显微照片；(d) 从UNSM处理表面下约20 μm深度获得的BF-STEM图像及其相应的SAED图案。LTB和KAMavg分别表示单位面积的孪晶边界长度和平均KAM值。KAM值也从轧制样品的0.43显著增加到UNSM处理后的1.16（图3b）。KAM图显示从表面向内部的储存应变能量逐渐减小，反映了工具-表面接触处的最高塑性应变。SEM观察进一步支持了这些发现。区域A的显微照片（上图，图3c）显示了高度细化的近表面结构，其中可见纳米级晶粒和亚晶粒。这些是由于UNSM引起的严重塑性变形产生的，它产生了密集的位错，这些位错重新组织成胞状结构和新晶界——这是高应变率表面工艺（如UNSM和激光冲击强化）的典型特征[[37], [38], [39]]。为了进一步表征区域A中细化微观结构的晶粒尺寸和形态，进行了STEM明场（BF）成像（图3d）。在UNSM处理表面下约20 μm深度处，观察到尺寸大约在50–500 nm之间的等轴超细晶粒。等轴晶粒形态的 predominance表明该近表面区域发生了局部再结晶。相应的选区电子衍射（SAED）图案显示出几乎连续的衍射环，强度相对均匀，表明超细晶粒之间的晶体学取向分布较为随机。在UNSM过程中，以极高的应变率施加了严重的塑性变形，导致储存应变能量的大量积累。此外，部分塑性功可能转化为热量，导致表面附近出现局部绝热温度升高[40]。尽管热量向周围材料的散失不可避免，但高储存能量和瞬态热激活的联合效应可能足以在变形最严重的区域触发再结晶[41]。因此，区域A被认为由再结晶的超细晶粒和残余变形区域组成，这与EBSD观察到的非索引表面层一致。区域B的SEM图像（下图，图3c）显示了较大的晶粒（10–30 μm），其中包含透镜状变形孪晶，这些孪晶对应于EBSD图中识别的{10–12}孪晶。这些孪晶是在UNSM引起的高应力下形成的，超过了孪晶形成的激活阈值。因此，UNSM处理产生了由纳米晶表面层（区域A）和孪晶亚层（区域B）组成的梯度微观结构，这与之前关于高应变率强化方法的研究结果一致[33,42,43]。虽然纳米晶层提高了硬度、耐磨性和疲劳强度[[44], [45], [46]]，但它也积累了非常高的位错密度和储存应变能量，这限制了塑性应变的适应能力。

同时，为了研究UNSM-EPT过程中的可能二次相演变，进行了补充的XRD和SEM分析（见补充材料S2）。XRD结果（图S2a）显示所有样品都显示出仅属于α-Mg相的衍射峰，UNSM或EPT后未检测到与Mg–Al金属间化合物或其他二次相相关的峰。SEM观察（图S2b和c）显示在α-Mg基体中分散着少量的细小第二相颗粒。对轧制样品和UNSM-EPT样品的定性比较未显示出这些颗粒在EPT后的明显粗化、溶解或重新分布。根据它们的形态和之前对AZ系列Mg合金的研究[47,48]，这些颗粒被认为是Al–Mn金属间化合物，已知它们在适度退火条件下是热稳定的。EBSD晶界图（图4a）和KAM图（图4b）清楚地展示了电脉冲退火对UNSM影响区域的作用。在近表面的区域A中，短时间的EPT被认为促进了UNSM过程中形成的超细晶粒的生长，同时诱导了剩余严重变形但未再结晶区域的SRX。结果，UNSM产生的纳米级晶粒粗化到亚微米或微米级别，而先前变形的区域转变为细小的等轴再结晶晶粒。这些过程共同导致了晶格畸变的显著减少，如基于EBSD的指标所证明的。EPT后区域A的平均粒径为12.9 μm（图4a），明显小于轧制样品的粗晶（161 μm）和细晶（18.1 μm）（图2d）。此外，如图S3（补充材料）所示，RD-TD表面平面上晶粒尺寸分布的面积加权标准差对于UNSM-EPT样品仅为±2.7 μm，远低于轧制样品的±110 μm。这一定量比较表明UNSM-EPT过程有效地消除了表面粗晶，并产生了细小且统计上均匀的表面微观结构。在更深的区域B（孪晶区），EPT的效果不同。虽然没有发生完全再结晶，但孪晶密度和储存应变部分得到缓解。孪晶边界密度从UNSM状态下的0.039 μm?1降低到EPT后的0.012 μm?1（图4a），表明一些孪晶通过晶界迁移或在它们的交叉点处被再结晶消耗掉。区域A的平均KAM值也从UNSM处理前的>1.16显著下降到EPT后的0.50（图4b），反映了位错的湮灭和由于完全SRX释放的残余应变。这些发现与已确立的原则一致，即严重塑性变形产生的高位错密度和晶格畸变为热激活后的快速再结晶提供了强大的驱动力[[49], [50], [51]]。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图4. UNSM–EPT样品的微观结构特征：(a) RD–ND平面上的EBSD边界图和(b)相应的KAM图。在区域B中，EPT后平均KAM值从1.12降低到0.73，表明发生了显著的静态恢复。这种减少主要归因于位错攀移、交叉滑移以及重新排列成低能量配置，而不是静态回复（SRX）[52,53]，因此其效果不如区域A明显。总体而言，300°C下的短时间EPT通过促进UNSM诱导的超细晶粒生长和完成变形基体的SRX，在近表面区域A实现了显著的微观结构均匀化。因此，形成了一个内部应变显著降低的细晶粒表层。相比之下，下层的区域B主要经历了恢复，仅有有限的SRX，这反映了在更深处的储存应变能量较小。因此，UNSM–EPT的微观结构由一个均匀的细晶粒表层（区域A）和一个部分恢复的、中等变形的次表层（区域B）组成。与UNSM样品相比，后者在区域A和B之间表现出明显的晶粒尺寸和位错密度差异，也与原始轧制样品相比，UNSM–EPT样品的微观结构均匀性大大提高。这种精细且均匀的微观结构预计将促进更均匀的塑性流动并提高延展性。样品的逆极图（IPF）（相对于ND方向）及其对应的（0002）极图如图5所示。原始轧制样品（图5a）表现出典型的轧制Mg合金的基面织构，大多数晶粒的c轴几乎平行于板材法线（即ND）。经过UNSM处理后（图5b），基面织构仍然占主导地位（许多晶粒在IPF图中显示为红色），但一些晶粒的c轴朝向TD方向旋转。这种织构变化是由于UNSM过程中引入的{10–12}取向孪晶造成的，这些孪晶使晶格重新定向约86°，使得c轴大致垂直于其原始方向[54,55]。相应的极图证实了这一效应，显示出一个分裂的基面极，并在TD方向上有一个额外的强度峰，这是广泛孪晶形成的明显证据。在UNSM–EPT样品（图5c）中，区域A的织构明显减弱且更加分散，这反映了EPT过程中的再结晶作用，使得部分织构随机化。Mg合金中的再结晶晶粒通常会发展出较弱的基面织构或采用新的取向，因为它们在高角度晶界、变形孪晶、第二相颗粒或剪切带处形成[[56], [57], [58]]。因此，UNSM–EPT样品的极图显示出较低的峰值强度和更宽的取向分散度，基面极略微向TD方向倾斜。这些结果表明，严重变形表层中的再结晶显著改变了整体织构。这种减弱或分散的基面织构有利于沿RD方向的拉伸延展性，因为它促进了滑移系统的更平衡激活[59,60]。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图5. （a）原始轧制，（b）UNSM，以及（c）UNSM–EPT样品的EBSD逆极图（IPF）（相对于ND方向）和相应的（0002）极图。3.2. UNSM和随后的EPT对硬度梯度和几何必要位错（GND）分布的影响图6a比较了原始轧制、UNSM和UNSM–EPT样品的厚度方向硬度分布。原始轧制样品（黑色曲线）在整个厚度上显示出约59 HV的几乎均匀硬度。相比之下，UNSM样品（红色曲线）显示出陡峭的硬度梯度，表面硬度高达120 HV，并随着深度的增加而逐渐降低，在表面下750 μm处降至71 HV。重要的是，直到这个深度，硬度仍然高于原始轧制的基线，证实了UNSM引入了显著的塑性变形。这个受影响的深度（>750 μm）大于之前报道的AZ31合金经UNSM处理后的深度（约700 μm）[33]，可能是由于加工参数（如静载荷、振动幅度、扫描重叠和 passes数）的不同。UNSM样品中的明显表面硬化是由于区域A中超细晶粒的形成、高位错密度以及变形孪晶的存在共同作用的结果，这些因素都阻碍了压痕过程中的位错运动。在UNSM–EPT样品（蓝色曲线）中，硬度介于原始轧制和UNSM处理之间。其表面硬度为91 HV，明显低于UNSM样品的120 HV，因为完全的SRX将超细变形层替换为无应变的晶粒。硬度随着深度的增加而逐渐降低，在750 μm处降至69 HV，形成了比UNSM样品更平缓的梯度。这种梯度的减小可以归因于两个关键因素：(i) EPT后晶粒尺寸对比度的减小（区域A为12.9 μm，区域B为33.7 μm，而UNSM处理后的区域A为纳米/亚微米晶粒，区域B为29.9 μm）；(ii) 由于再结晶导致近表面位错密度的显著降低。这些效应共同作用，使得硬度分布更加均匀，反映了更均匀的微观结构，从而也使得塑性响应更加均匀。下载：下载高分辨率图像（292KB）下载：下载全尺寸图像图6. 原始轧制、UNSM和UNSM–EPT样品沿厚度方向的（a）硬度和（b）几何必要位错（GND）密度的变化。为了进一步阐明位错在观察到的硬度趋势中的作用，使用关系式[61,62]从EBSD数据中估算了几何必要位错（GND）密度ρGND的深度分布：(1)ρGND=2θub，其中θ是局部错位（以弧度为单位的KAM值），u是EBSD步长，b是Burgers矢量（对于Mg中的基面〈a〉位错，b ≈ 3.2 × 10?10 m）[63,64]。这个简化模型提供了产生测量到的晶格曲率所需的位错密度的下限估计。计算出的GND密度分布如图6b所示。原始轧制样品在整个厚度上显示出低且几乎恒定的GND密度（3.9 × 1013–4.2 × 1013 m?2），证实了没有显著的塑性变形或梯度。表面的轻微上升可能是样品制备过程中的伪影。在UNSM样品中，GND密度在225 μm深度达到1.9 × 101? m?2的峰值，并随着深度的增加而减小，与硬度分布紧密对应。这表明，由UNSM引起的严重塑性应变产生的GND是表面硬化的主因，并在变形较小的深层逐渐减少。UNSM–EPT样品表现出明显不同的GND分布。在区域A中，GND密度显著低于UNSM样品，反映了再结晶过程中的位错湮灭；再结晶的晶粒基本上是无应变的。从表面到约275 μm深度，GND密度接近原始轧制样品，这与再结晶的细晶粒层一致。有趣的是，尽管GND密度相似，该区域的硬度仍然显著高于原始轧制样品（图6a），表明晶界强化（由再结晶引起的晶粒细化）而非位错硬化是主导机制。在275至375 μm深度之间，接近区域A和B的界面处，GND密度开始再次上升。这个中间区域包含由UNSM引入的位错，但其密度不足以在短暂的EPT过程中驱动完全再结晶。相反，发生了部分恢复和再结晶，形成了一个保留有位错的适度软化层，对应于图4b中观察到的较高KAM区域（275–375 μm）。在375 μm深度进入区域B后，GND密度逐渐减小，但在750 μm深度仍高于原始轧制的基线。因此，UNSM–EPT样品的区域B的硬度比原始轧制样品高10–16 HV（图6a），主要是由于残余位错。总体而言，GND分析表明UNSM样品的硬度梯度主要由位错硬化控制。在UNSM–EPT样品中，强化机制是分化的：区域A中以晶界强化为主，而区域B中则持续存在位错硬化。3.3. UNSM和UNSM–EPT处理后的拉伸性能和断裂行为图7展示了原始轧制、UNSM和UNSM–EPT样品的拉伸工程应力–应变曲线及其平均拉伸性能。为了清晰起见，并为了展示可重复性，所有从拉伸试验中获得的单个工程应力–应变曲线都提供在补充材料图S4中。原始轧制样品的屈服应力（TYS）为144 MPa，极限抗拉强度（UTS）为245 MPa，总延伸率为15.9%。UNSM显著改变了强度和延展性之间的平衡。UNSM样品的TYS为198 MPa，UTS为277 MPa，分别比原始轧制样品提高了约37%和约13%。这种强化是由于UNSM引起的晶粒细化和高位错密度，它们阻碍了位错运动并减少了加工硬化能力。然而，延伸率降低到9.4%，比原始轧制样品低约40%。延展性的降低归因于UNSM引入的脆性梯度结构，其中超细的硬质表层和高度孪晶化的次表层晶粒促进了早期应变局部化和裂纹形成，导致在发生显著均匀变形之前就发生了过早失效。下载：下载高分辨率图像（158KB）下载：下载全尺寸图像图7. 原始轧制、UNSM和UNSM–EPT样品的拉伸工程应力–应变曲线和平均拉伸性能。在UNSM之后引入EPT可以降低强度，但显著提高延展性。UNSM–EPT样品的TYS为158 MPa，UTS为252 MPa。UNSM–EPT样品相对于原始轧制样品的强度提高主要归因于再结晶过程中的晶粒细化和残余位错的存在。尽管有这些贡献，强度的增加仍然较为温和（TYS：158 MPa vs. 144 MPa；UTS：252 MPa vs. 245 MPa）。为了阐明这种行为的起源，通过考虑晶界强化和位错强化进行了简化的定量估算，同时排除了固溶体、沉淀和与织构相关的贡献，因为它们在样品间的变化可以忽略不计。晶界强化使用Hall–Petch关系进行估算，而位错强化则基于EBSD得到的GND密度使用Taylor方程进行评估。为了考虑UNSM–EPT样品中明显的厚度方向微观结构梯度，将材料分为三个代表性区域，并根据各自的面积比例加权强化贡献。分析表明，晶粒细化相对于原始轧制条件为UNSM–EPT样品的屈服强度额外贡献了约14 MPa，而残余位错的贡献仅增加了约2 MPa。晶粒细化的有限强化效果主要归因于再结晶表层相对于整个试样厚度的体积分数较小（约23%）。因此，尽管整体强度增加较为温和，但UNSM–EPT过程有效地抑制了应变局部化并显著提高了延展性。UNSM–EPT样品的延伸率为21.9%，比原始轧制样品高约38%，是原始轧制样品的两倍多。换句话说，UNSM–EPT过程实现了同时提高强度和延展性的罕见效果。作为对比，Kim等人[33]对类似的AZ31合金板材先进行UNSM处理，然后进行常规炉内退火，仅观察到有限的延展性提高（从13.4%提高到15.4%），UTS为259 MPa。相比之下，这里的2分钟EPT处理产生了更细的再结晶晶粒结构，并消除了更多的孪晶，从而在相当的强度（252 MPa UTS）下获得了更高的延伸率（21.9%）。这突显了EPT在快速优化微观结构、最小化过时效和晶粒生长以及实现更好的强度–延展性平衡方面的有效性。为了研究延展性差异背后的断裂行为，对断裂的拉伸试样进行了SEM断口分析（图8）。低倍率图像（图8a–c）显示了整体断裂表面形态，而高倍率图像（图8d–f）突出了表面附近的失效特征。原始轧制样品表现出主要是延性的断裂形态，同时具有一些局部脆性特征（图8a）。在外表面附近，可以看到几个大的解理面（图8d），这些解理面很可能是由于双模微观结构中的粗大表面晶粒发生断裂而形成的。这些粗大晶粒无法均匀地承受塑性应变——通常是通过孪晶诱导的裂纹来实现的——并在原本具有延展性的细晶粒基体中成为裂纹的起始点。UNSM样品表现出明显不同的断裂行为。其整体断裂表面看起来更为脆性（图8b），而外表面区域则显示出平坦、无特征的解理面（图8e）。这表明裂纹在超细晶粒表面层中很早就开始了，导致了过早的脆性断裂。表面附近缺乏明显的塑性凹陷与低伸长率（9.4%）是一致的，说明一旦表面硬化层出现裂纹，UNSM样品就无法承受太多的塑性变形。相比之下，UNSM–EPT样品表现出更加延展性的断裂特征。整体断裂表面显示出广泛的纤维状裂纹和凹陷（图8c），高倍图像显示有许多细小的凹陷延伸到表面（图8f）。这些微小凹陷的存在表明，表面区域的失效是由微孔的形成和聚合引起的，而不是解理或晶界裂纹。换句话说，UNSM–EPT样品中的细小再结晶晶粒在断裂前可以经历显著的塑性变形，而不是立即开裂。这种行为解释了UNSM–EPT样品之所以具有更高的伸长率：表面区域不再成为触发早期断裂的薄弱环节。

在Mg合金的断裂行为和延展性中，变形孪晶起着关键作用。沿着轧制方向（RD）施加拉伸载荷时，轧制Mg合金中的基面滑移倾向于形成{10–11}收缩孪晶，在高应力水平下会形成{10–11}–{10–12}双孪晶[[65], [66], [67]]。这些孪晶会导致局部应力集中，并作为裂纹的起始路径，因为微裂纹经常沿着孪晶界形成[67,68]。孪晶形成的倾向强烈依赖于晶粒大小：粗大晶粒在给定宏观应变下更容易形成孪晶，而细小晶粒由于具有更多的晶界，需要更高的应力才能形成孪晶，因此会抑制广泛的孪晶形成，从而有利于滑移主导的塑性[[69], [70], [71]]。因此，在粗晶粒区域，断裂通常沿着孪晶发生，而细晶粒区域则更具抗性。为了澄清晶粒大小、孪晶形成和裂纹起始之间的关系，对断裂的拉伸试样在两个正交平面上进行了光学显微观察（图9）。在原始轧制的样品中（图9a和c），靠近断裂表面的粗大晶粒含有大量的孪晶，而相邻的细小晶粒则很少有孪晶。在图9a（靠近断裂边缘的RD–TD表面）中，孪晶表现为粗大表面晶粒中的尖锐线性带状结构。在图9c（RD–ND纵向截面）中，观察到粗大晶粒中的孪晶诱导裂纹，并且断裂沿着这些裂纹发生。这证实了在双模微观结构中，粗大晶粒容易形成孪晶并沿着这些孪晶断裂，而细小晶粒（16–18 μm）在相似的应变下基本上没有孪晶。鉴于原始轧制样品中的粗大表面晶粒非常大（161–191 μm，图2b和d），它们在相对较低的总体应变下就会形成孪晶，这些孪晶成为裂纹的起始点。这种机制解释了原始轧制样品有限的伸长率（15.9%）：表面区域不再成为触发早期断裂的薄弱环节。

对于UNSM–EPT样品，表面显微照片（图9b）显示，再结晶的细小晶粒（6–15 μm）几乎不含孪晶，即使是在靠近断裂边缘的地方，断裂路径似乎也是穿过许多小晶粒而不是沿着孪晶面进行的。在内部（远离表面），相对较大的晶粒（B区域约为34 μm）仍然形成了大量的细小孪晶（图9d）。关键点是，表面层——在原始轧制样品中由于粗大晶粒而表现出明显的孪晶倾向——现在得到了细化，基本上没有孪晶。表面层中较小的晶粒尺寸增加了激活孪晶所需的应力，超过了材料失效前的应力，从而抑制了表面孪晶的形成。因此，原始轧制样品中裂纹起始的主要原因（粗大表面晶粒中的孪晶诱导裂纹）被消除了。在UNSM–EPT样品中，表面晶粒主要通过位错滑移和微孔聚合来变形，使得材料在最终断裂前能够承受更高的应变（21.9%的伸长率）。UNSM–EPT样品中的孪晶仅限于次表面区域（部分恢复的B区域），那里的晶粒比再结晶的表面晶粒更大。然而，这些34 μm的晶粒仍然比原始轧制样品中的粗大表面晶粒（161–191 μm）小得多，因此孪晶形成的倾向和孪晶尺寸都降低了，从而延迟了裂纹的起始。总体而言，这一分析突显了晶粒细化在延缓有害孪晶形成和裂纹生成中的关键作用。通过将表面从双模（粗/细）结构转变为均匀的细晶粒结构，UNSM–EPT工艺将裂纹起始点转移到了更高的应变水平，从而显著提高了延展性。

3.4. 晶粒细化对拉伸变形过程中应变局部化的影响
使用DIC直接评估了表面晶粒细化对变形均匀性的影响。图10比较了原始轧制样品和UNSM–EPT样品在不同施加的拉伸应变（5%、10%和14%对于两种样品，以及UNSM–EPT样品在接近断裂时的20.5%）下的DIC得到的局部轴向应变（εyy）图。在原始轧制样品中，即使在5%的低应变下，应变局部化也很明显（图10a），已经形成了狭窄的高局部应变带或区域。当变形进展到10%和14%时（图10b和c），这些高应变区域变得更加明显，并且大致保持在相同的位置，表明某些区域（可能是粗大晶粒）主导了变形。到14%的应变时，局部应变高度不均匀，预示着这些局部区域即将发生颈缩或断裂。这种早期和持续的应变局部化与双模微观结构直接相关：粗晶粒区域无法均匀地承受应变，导致变形早期集中。相比之下，UNSM–EPT样品（图10d–f）在相似的总体应变下表现出更加均匀的应变分布。在5%的应变下（图10d），整个标距内的局部应变相当均匀，没有明显的局部化现象。即使在10%和14%的应变下（图10e和f），应变仍然相对均匀，整个标距段协同变形，没有狭窄的应变集中带。在接近断裂阶段（20.5%，图10g），标距中心形成了一个高应变区，对应于最终的失效位置。这些观察结果表明，UNSM–EPT工艺有效地延缓和减轻了整个拉伸过程中的应变局部化。这种均匀的变形行为与拉伸结果一致，UNSM–EPT样品能够承受更高的应变并实现了显著更高的延展性。

为了量化应变局部化的程度，从DIC数据中提取了沿标距长度（平行于加载方向）的局部轴向应变（εyy）的线形分析（图11a）。在7%的总体应变下（图11b），原始轧制样品在标距内的局部应变有显著波动：一些部分的应变达到13.6%，而其他部分的应变低至3.5%，峰谷差Δε = 0.101。相比之下，相同总体应变下的UNSM–EPT样品显示出更窄的局部应变范围（5.0%–8.8%，Δε = 0.038），表明变形更加均匀。在更高的14%应变下（图11c），原始轧制样品中的应变差异加剧，局部应变范围从8.0%到24.6%（Δε = 0.166），反映了标距部分区域的严重局部化接近失效状态。与此同时，UNSM–EPT样品仅显示出中等程度的变化（10.3%–16.1%，Δε = 0.058）。总体而言，UNSM–EPT工艺将局部应变梯度减少了大约三倍，定量证实了图10中的定性DIC结果。为了进一步定量评估变形均匀性，使用基于点的统计分析对DIC数据进行了分析。具体来说，在每种条件下（原始轧制和UNSM–EPT），从标距段内的200个空间分布点提取了局部轴向应变值，并计算了相应的标准差。如图S5（补充材料）所示，原始轧制样品在7%和14%的总体应变下分别显示出较大的标准差0.022和0.036，表明应变不均匀性明显。相比之下，UNSM–EPT样品在同一应变水平下的标准差分别为0.008和0.010，分别减少了63%和72%。这些结果定量证实了UNSM–EPT处理显著改善了拉伸过程中的变形均匀性。

这些差异与微观结构特性密切相关。在原始轧制样品中，粗大的表面晶粒促进了沿轧制方向的早期变形孪晶形成。Mg合金中的孪晶形成是一种高度局部化的变形模式，以突发形式承受应变并产生带状应变模式[[72], [73], [74]]。如第3.3节所讨论的，粗大晶粒容易形成{10–11}收缩或{10–11}–{10–12}双孪晶，使变形在它们内部局部集中，从而延迟了母晶粒区域的变形，加剧了单个粗大晶粒中的应变不均匀性[75,76]。这种由孪晶引起的应变热点是具有双模或粗晶粒结构的Mg合金的特征[77,78]。相比之下，UNSM–EPT样品具有细化的近表面晶粒结构（6–15 μm），在拉伸过程中基本上没有孪晶。细小晶粒需要更高的应力才能形成孪晶，并通过滑移更均匀地承受应变[79,80]。已知Mg合金中的晶粒细化可以通过促进分布式塑性和抑制突然的孪晶诱导裂纹来提高延展性并延缓应变局部化[81,82]。当前的结果表明，UNSM–EPT样品中精细化的表面微观结构使得变形主要通过滑移进行，并且在测试的后期之前均匀分布在整个标距上。这种应变分布的均匀性是提高延展性的关键因素。

总之，DIC分析表明，通过UNSM去除易形成孪晶的粗大表面晶粒后进行EPT处理显著抑制了应变局部化。因此，材料能够承受更大的均匀应变，减少了孪晶形成并延迟了裂纹起始，从而提高了宏观伸长率。虽然整体晶粒细化受到限制，但对损伤关键区域的针对性表面细化足以实现显著的延展性提升。类似的趋势也在轧制的AZ31合金中观察到，其中将晶粒尺寸从60 μm减小到3 μm几乎使拉伸伸长率提高了三倍，通过延迟孪晶核化和微孔聚合实现了这一效果。

4. 结论
研究了联合UNSM和EPT工艺对具有表面局部化双模微观结构的轧制AZ31合金的微观结构和拉伸性能的影响。本研究证明，将UNSM与短时间EPT（300 °C下2分钟）结合是一种有效的策略，可以细化表面晶粒，改善微观结构均匀性，并提高拉伸性能，尤其是延展性。主要发现总结如下：
1. UNSM产生了一种明显的梯度微观结构，表面附近为超细晶粒，而次表面区域含有大量的变形孪晶。经过随后的短时间EPT处理后，表面区域重新结晶为细小的等轴晶粒（12.9 μm），同时孪晶边界密度和储存的应变能量显著降低，从而形成了更加稳定和均匀的表面层。
2. UNSM样品在硬度和GND密度上表现出明显的梯度，最大值集中在表面，这是由于严重的塑性变形所致。相比之下，UNSM–EPT样品的硬度分布更为温和。与轧制态样品相比，其表面附近（深度达350微米）和次表面区域（350–750微米）的硬度增加主要归因于晶界硬化和位错硬化。UNSM样品的抗拉强度显著提高（屈服强度为198 MPa，抗拉强度为277 MPa），但由于表面过早断裂，其伸长率从15.9%下降到9.4%。UNSM–EPT样品的抗拉强度（屈服强度为158 MPa，抗拉强度为252 MPa）和伸长率（21.9%）均高于轧制态样品（分别为144 MPa、245 MPa和15.9%），这表明再结晶后的表面晶粒有效抑制了孪晶形成并延缓了裂纹的起始。差示扫描电镜（DIC）分析显示，轧制态样品在拉伸加载的早期阶段就出现了强烈的应变局部化现象，从而导致过早断裂。而UNSM–EPT样品在整个试样截面上显示出均匀的应变分布，这反映了表面附近细化且均匀的晶粒在塑性变形过程中的积极作用。

数据可用性
目前无法共享用于重现本文结果的原始数据或处理后的数据，因为这些数据也是正在进行的研究的一部分。

作者贡献声明
Won Pyo Hong：撰写初稿、方法论设计、实验研究、数据分析、数据整理。
Hyun Ji Kim：实验研究、数据分析。
Taekyung Lee：方法论设计、实验研究。
Jongbin Go：撰写修订稿、实验研究、数据分析。
Sung Hyuk Park：撰写修订稿、监督工作、实验研究、数据分析、概念构思。