近日，中心谢红波副研究员联合校内外研究人员，在镁合金塑性变形机制研究方面取得新进展。研究发现，通常被视为位错运动障碍的基面层错，其端部在适当受力条件下能够提供可动的不全位错，成为启动锥面滑移的局部“起点”。这一发现为理解镁合金的变形机制、探索改善加工成形能力的新方法提供了依据。相关成果以“Basal stacking faults provide partial dislocations that mediate pyramidal slip in magnesium alloys”为题发表于金属材料顶级期刊《材料学报》（Acta Materialia）。
镁及其合金是最轻的常用金属结构材料之一，在航空航天、汽车制造和消费电子等轻量化领域具有广阔前景。然而，镁在室温下的塑性变形能力相对受限，复杂构件难以加工成形。这与镁的原子排列方式密切相关：镁具有密排六方晶体结构，原子沿基面较容易相对滑动；但这种滑移难以有效协调c轴方向上的塑性应变。要让晶体在不同方向上协调变形，就需要锥面滑移等非基面塑性变形方式参与。
过去，研究人员主要通过〈c+a〉型全位错解释镁中的锥面滑移。位错是晶体内部原子排列发生局部错位形成的线状缺陷，它的运动可以使晶体逐步产生塑性变形。〈c+a〉型全位错能够沿锥面滑移，部分还可在不同锥面之间交滑移，是协调镁晶体c轴塑性应变的重要载体。但这类位错的核心结构复杂，运动过程中可能发生分解和结构转变，甚至转化为难以移动的构型。因此，尚待回答的关键问题不仅是“镁能否发生锥面滑移”，还包括：块体镁合金中的锥面滑移究竟从哪里启动？由什么微观结构承担？滑移后又会留下怎样的原子尺度痕迹？
基面层错正是破解这一问题的重要线索。所谓“层错”，可以理解为原本按规律堆叠的原子层在局部出现了“错层”。长期以来，基面I₁层错通常被视为难以移动的平面缺陷，可能像一道“路障”阻挡位错；然而，一些稀土镁合金研究又发现，基面层错与非基面滑移活跃、塑性改善等现象存在关联。为什么同一种缺陷既可能阻碍变形，又似乎能够促进变形？研究团队将目光从整片层错转向其边缘：层错内部与终止位置的原子结构，是否承担了不同的力学角色？
为了寻找变形留下的原子级线索，研究选取Mg–2.0 wt% Nd模型合金，先在室温下压缩变形25%，再于200 ℃退火1小时。研究巧妙地把钕（Nd）原子当作微观“显影剂”：塑性变形产生的残余缺陷往往不易直接分辨，而随后的退火会使Nd原子优先偏聚到某些局部应变较大的有利位置。由于Nd原子比Mg原子在高角环形暗场扫描透射电子显微镜中呈现更强的亮衬度，研究人员利用球差校正的HAADF-STEM，得以识别与基面I₁层错端部相连的锥面残余滑移痕迹。这种“先变形、后显影”的方法，为研究滑移源提供了新的原子尺度证据。
图1 基面I₁层错两类端部结构及其局部应变
首先，研究辨认出了可能启动锥面滑移的两类层错端部。原子尺度观察显示，基面I₁层错具有“插入型”和“抽出型”两类典型端部。两者都包含不全位错核心，并连接着额外半原子面。由于额外半原子面位于层错的不同侧，两类端部周围的拉伸与压缩应变也有所不同（图1）。
其次，研究发现了两种记录锥面滑移的原子尺度“指纹”。利用Nd原子标记出的亮衬度痕迹，进一步识别出SF2和SF3两类亚稳态锥面残余层错（Pyramidal-I stacking-faults）。SF2周围的拉伸与压缩应变周期性交替，SF3则主要呈现起伏的拉伸应变。部分滑移痕迹发生折转后，仍保留各自的结构特征。这些规律性的原子排列和应变分布，为分析变形过程中发生了何种滑移提供了依据（图2、图3）。
图2 SF2型锥面残余层错及拉伸与压缩交替的应变特征
图3 SF3型锥面残余层错及起伏的拉伸应变特征
再次，分子动力学模拟重现了层错端部参与锥面滑移的原子运动过程。在室温附近的纯镁模拟中，当剪切方向与端部结构相匹配时，额外半原子面能够离开原有基面层错，沿锥面方向运动，引起局部非基面滑移，并留下SF2或SF3。模拟还发现，不同运动路径所需的剪切应力不同，其中SF3需要更高应力才能形成。这把实验中观察到的静态结构与具体的原子运动过程联系起来（图4）。
图4 MD模拟揭示层错端部参与锥面滑移并形成SF2或SF3的过程
值得注意的是，层错端部并不是随时都能启动滑移的“万能位错源”。层错端部的作用取决于受力条件。剪切方向不利时，其运动可能受到原有层错阻挡，甚至转而形成其它缺陷。实验中，部分层错端部附近也未见相应滑移痕迹。这说明，端部能否被激活，与其原子结构、局部受力方向及周围缺陷环境密切相关。
进一步的显微观察发现了与额外半原子面迁移及SF2形成路径相符的局部原子排列，为模拟机制提供了支持。相关锥面滑移痕迹还出现在析出相附近、孪晶界附近及晶粒内部，表明这种残余结构能够存在于不同的微观环境中（图5、图6）。
图5 与模拟机制相符的实验原子结构
图6 不同微观环境中的锥面滑移痕迹
最后，第一性原理计算解释了“为什么能够形成，又为什么能够保留下来”。 利用第一性原理计算，比较了不同滑移路径的能量变化。结果显示，SF2和SF3都对应能够暂时稳定存在的原子排列，形成SF2所需跨越的能量障碍较小。这与模拟中SF2较易形成、SF3需要更高剪切应力的结果一致。计算还表明，Nd、Y、Gd和Ca等溶质元素可以改变相关能量，有助于稳定这些残余层错（图7）。
图7 DFT计算揭示SF2和SF3形成的能量条件
进一步的计算解释了Nd原子聚集位置的选择性。尺寸较大的Nd原子更倾向于进入层错周围局部受拉伸的位置，以缓解原子堆积的不适配并降低体系能量。团队还观察到两类有序富Nd结构。这揭示了缺陷结构与溶质分布的联系，也明确了其先后过程，即变形先留下残余层错，随后Nd原子在退火时向有利位置聚集，使变形痕迹更易观察并得到稳定（图8）。
图8 Nd原子的择优偏聚与有序排列
该研究从原子尺度揭示了镁合金锥面滑移的一种缺陷辅助新机制，突破了将基面层错整体视为不可动障碍的传统认识。研究发现，同一晶体缺陷的不同部位可以发挥截然不同的力学作用：层错内部可能阻碍位错运动，而端部却可在特定条件下成为局部滑移源。通过原子分辨电子显微成像、分子动力学模拟和第一性原理计算，研究团队识别了基面I₁层错端部的不全位错核心及其可动结构，揭示了从层错端部激活、不全位错运动到亚稳态锥面层错形成的原子尺度过程，并阐明了稀土溶质偏聚对残余层错的选择性稳定作用。这些发现不仅为长期以来基面层错究竟促进还是阻碍镁合金塑性变形的争议提供了新的解释，也为传统〈c+a〉型全位错主导的锥面滑移理论补充了新的局部塑性变形路径。
博士研究生马先德为论文的第一作者，分析测试中心谢红波副研究员、材料学院卢一平教授以及西安交通大学马恩教授为论文的共同通讯作者。
论文链接： https://doi.org/10.1016/j.actamat.2026.122880
