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镁由于密度低、比强度和比刚度高等优点，是极具潜力的轻量化结构材料，在交通运输、航空航天等行业具有极大应用前景。然而，镁的强度和刚度较差仍然是其广泛应用的重要障碍之一。此外，由于镁的密排六方(HCP)结构，成形性较差，进一步限制了其应用。纳米结构是同时提高镁合金强度和塑性的有效途径。与粗晶多晶材料相比，纳米晶材料的强度、硬度和韧性均大幅提高，而弹性模量有所降低。目前针对面心立方(FCC)纳米晶金属，晶粒尺寸与变形机制及力学性能的关系已开展了深入研究。而对于密排六方(HCP)纳米晶镁的强度和变形机制的晶粒尺寸敏感性相关研究仍然较为缺乏。

近日，来自美国圣地亚哥州立大学的WenwuXu博士等人通过Voronoi镶嵌法建立了平均晶粒尺寸分别为6.4nm、10nm、15nm、20nm、25nm、30nm、35nm、40nm、45nm的三维纳米晶镁模型，采用经典分子动力学(MD)方法模拟了试样沿x方向的单轴拉伸变形行为，并利用软件开放可视化工具(OVITO)进行了原子天然晶体结构标记和位错量化分析。结果表明，在平均晶粒尺寸较大(大于25nm)时，纳米晶镁的变形机制主要为位错机制；当平均晶粒尺寸较小(小于10nm)时，纳米晶镁的变形机制主要为晶界机制(晶界滑动/晶粒旋转)。纳米晶镁的弹性模量在晶粒尺寸减小到20nm以下时迅速降低。

文章系统研究了不同晶粒尺寸纳米晶镁的拉伸变形行为和变形过程中的原子微观结构变化情况。图1和图2分别为不同应变下平均晶粒尺寸为45nm和6.4nm的纳米晶镁样品的原子微观结构图。其中蓝色、绿色、红色和白色原子分别代表HCP结构、晶界或位错、FCC结构(堆垛层错)和过渡BCC结构。在零应变条件下，所有样品均存在不同数量的残余位错，集中在晶界区域。对平均晶粒尺寸为45nm的样品，塑性变形刚开始时，出现了FCC结构肖克利不全位错(SPD)形核，如图1(b)中白色虚线圈所示。当塑性应变达到0.1时，出现了孪晶变形机制，形成了新的纳米晶孪晶(NG)，如图1(c)所示。此外，伴随着孪晶活动，SPD形成并分裂，产生了如图1(d)虚线所示的层错堆积，限制了晶界滑动，位错形核成为其最有利的变形方式。

图1不同应变下平均晶粒尺寸为45nm的纳米晶镁原子微观结构：(a)ε=0.0，(b)ε=0.06，(c)ε=0.1，(d)ε=0.2

随着晶粒尺寸减小，基面位错的形核和迁移率降低，孪晶作为调节c轴应变机制的需求减少，孪晶的形成和生长不明显。从图2可以发现，平均晶粒尺寸为6.4nm的纳米晶镁的变形主要与晶界机制有关，晶界原子在变形过程中起主导作用。塑性变形开始时(ε=0.06)，在堆垛层错相连处形成了肖克利不全位错，这与晶粒尺寸为45nm的样品相似。在应变为0.1时，样品中未观察到肖克利不全位错显著增加和孪晶形成。然而，随着应变从0.1增加到0.2，G1、G2相邻晶粒的取向差发生较大变化(如图2(c)，2(d)所示)，说明平均晶粒尺寸为6.4nm的纳米晶镁在变形过程中晶界旋转和晶界滑动成为主导机制。

图2不同应变下平均晶粒尺寸为6.4nm的纳米晶镁原子微观结构：(a)ε=0.0，(b)ε=0.06，(c)ε=0.1，(d)ε=0.2

文章对比了分子动力学模拟的位错密度和采用奥罗万方程计算ε=0.时的位错密度。发现晶粒尺寸≥25nm时，二者较吻合；晶粒尺寸较小时（25nm），与分子动力学结果相比，奥罗万方程严重高估了位错密度。这一结果进一步支撑了超细纳米晶镁中的晶界滑动和晶界旋转机制。

在纳米晶镁中，分子动力学模拟的应力分布与纯位错主导的模拟近似应力分布如图3所示。其中实线为分子动力学模拟的应力分布曲线，点状曲线为不同晶粒尺寸模拟获得纯位错主导的近似应力分布曲线。结果表明，纳米晶镁中，随着晶粒尺寸的增加，由晶界主导向位错主导逐渐转变。当未发生塑性变形时，每个样品在弹性区域的分子动力学模拟应力分布(实线)与纯位错主导的近似应力分布(点状曲线)相重合。而在塑性变形区，由于不同的塑性变形机制，平均晶粒尺寸为6.4nm的纳米晶镁的分子动力学模拟应力曲线与近似应力曲线的差异最显著(图3a)。随着晶粒尺寸增大，应力分布逐渐遵循位错主导应力分布的趋势，表明变形机制在逐渐变化。

图3纳米晶镁中从晶界主导到位错主导逐渐转变的应力分布图

文章还研究了镁的弹性模量与晶粒尺寸的关系，如图4所示。当平均晶粒尺寸在20nm以上时，纳米晶镁的杨氏模量与粗晶镁相当，介于单晶镁沿和方向的弹性模量之间。当平均晶粒尺寸在20nm以下时，杨氏模量对晶粒尺寸高度敏感，随着晶粒尺寸减小，杨氏模量急剧降低。综上所述，本文报道了超细纳米晶中基于晶界的变形机制，为改善镁合金的不良成形性提供一种潜在的补救方法，并为将来开发高性能纳米晶镁合金提供了必要的基础知识。

图4纳米晶镁、粗晶镁以及沿方向(垂直于基面)或方向(平行于基面)加载时单晶镁的弹性模量与晶粒尺寸的关系