密排六方晶体结构镁合金包含基面、柱面、锥面滑移和拉伸、压缩、二次孪生和去孪等多种变形模式,这些变形模式与晶界、第二相等之间的交互作用复杂,因此,在介观尺度上研究清楚这些交互作用机制对于提升和调控镁合金的强韧性能具有重要意义。为了克服实验研究难以动态追踪和定量描述变形过程的缺点,本文首先基于晶体塑性模型能很好地描述位错滑移和相场模型能很好地描述复杂微观组织演化的优点,尝试建立一种适用于镁合金多晶体弹塑性变形的晶体塑性-相场耦合全场模型,用于同时模拟密排六方晶体金属变形中的位错滑移、孪晶的形核和长大等过程,以及位错、孪晶、晶界和第二相等之间的交互作用;然后基于该耦合全场模型,定量地、可视化地仿真研究不含第二相镁单晶、双晶和多晶体的塑性变形行为;最后仿真研究镁合金中拉伸孪晶与第二相之间的交互作用,定量预测非剪切第二相的取向、尺寸、体积分数以及形貌(纵横比)等对孪晶长大临界剪切应力(critical resolved shear stress,CRSS)的影响规律;并给出耦合模型的改进方向。建立了一种适用于镁合金多晶体弹塑性变形的晶体塑性-相场法耦合全场模型,包括描述位错滑移的晶体塑性模型、描述拉伸孪晶在晶界处形核的概率模型、描述孪晶长大过程的相场模型以及并行有限元求解器。塑性本构模型中的塑性变形梯度张量包含基体内部和孪晶内部的位错滑移以及孪生剪切变形。首先,位错滑移利用基于位错密度的晶体塑性模型来描述,利用Orowan公式描述与位错滑移相关的流动法则,基于位错增殖和湮灭机制建立塑性硬化模型,通过硬化矩阵描述不同类型位错之间的交互作用,通过修改位错滑移平均自由程来考虑孪晶界对位错滑移的阻碍作用。然后,基于拉伸孪晶优先在晶界处形核的实验现象,假设孪晶形核行为服从泊松过程,利用概率模型来描述晶界上缺陷分布的不均匀性对孪晶形核临界应力的影响。最后,孪晶的长大行为通过基于Ginzburg-Landau理论的相场模型来描述,系统的自由能包括晶体能、孪晶界面能和弹性应变能。利用双势垒函数描述孪生过程中由晶体结构转变导致的晶体能变化;引入2阶对称张量描述孪晶界面能的各向异性,即共格孪晶界和基面-柱面界面能量的差别;弹性应变能的释放作为孪生长大过程的驱动力,等于孪晶面上剪切应力和孪生特征剪切应变的乘积。在有限元求解器方面,通过将应力平衡方程和Ginzburg-Landau方程转化为其对应的等效积分形式,基于有限单元类型,构造其形函数和微分算子,推导了上述两个偏微分方程的有限元格式;通过调用PETSc计算库中的非线性方程组求解程序,自编写了并行有限元求解器对该耦合全场模型进行数值求解;通过将相场动力学方程转化为变分不等式,计算时只需求解孪晶界附近的未知量,不需要对整体模型求解,极大地提升了数值计算效率。镁单晶塑性变形仿真研究结果表明,在孪晶形核CRSS为17MPa,基面、柱面和锥面滑移初始CRSS分别为15MPa、73MPa和115MPa等条件下,在外力作用下,孪晶首先沿孪生方向和孪晶侧向同时快速扩展,在穿越整个晶粒后,孪晶在厚度方向上开始长大。孪晶的扩展是一个不稳定过程,会导致宏观应力急剧下降(从应力峰值46MPa降低至3MPa)。在孪晶扩展时,剪切应力在孪晶尖端附近严重集中(37MPa),但是在孪晶界附近明显松弛(16MPa),进而会促使孪晶沿孪生方向快速扩展,抑制其在厚度方向上长大。这样的应力重分布现象是孪晶呈透镜状形貌的主要原因。在孪晶长大过程中,孪晶界附近有大量基面位错被激活以协调孪生剪切变形。镁双晶塑性变形仿真研究结果表明,在剪切变形过程中,当晶粒内初始孪晶的宏观Schmid因子为0.5时,随着晶间取向差的增大,另一个晶粒内孪晶的宏观Schmid因子减小,而基面位错协调初始孪生剪切应变的能力增加,从而导致孪晶穿越晶界的可能性逐渐降低;晶间取向差大于50°时,孪晶不能穿越晶界。即使晶粒内孪晶的宏观Schmid因子为0,只要其与相邻晶粒的孪晶几何协调因子大于0.75,孪晶仍然能穿越晶界。几何协调因子是决定孪晶能否能穿越晶界的主要因素。镁多晶体塑性变形仿真研究结果表明,晶粒和孪晶内部的应力分布极其不均匀,孪晶与晶界相交区域附近的应力集中最明显。晶粒内孪晶间距过小会导致应力松弛区重叠,不利于孪晶向晶内扩展。几何协调因子是孪晶穿越多个晶粒形成应变集中带的重要因素。晶粒的塑性变形越“硬”,相邻的含孪晶晶粒内部的背应力越大,同时孪晶界附近的基面位错密度也越高。尽管大多数晶粒的基面位错宏观Schmid因子较低(0.24左右),多晶体内仍有大量基面位错被激活以协调孪生剪切变形。孪生剪切变形没有激活非基面位错。第二相与拉伸孪晶的交互作用仿真研究结果表明,在孪晶长大CRSS为28MPa,基面、柱面和锥面滑移初始CRSS分别为15MPa、73MPa和115MPa等条件下,第二相与拉伸孪晶的交互作用会引起局部位错滑移塑性行为,同时激发基面、柱面以及锥面位错,但基面滑移塑性区远大于非基面塑性区。孪晶完全吞并第二相后,孪生长大的CRSS仍高于无析出状态(6MPa左右),这是由交互作用引起的不均匀应力场以及基体内大量激活的位错所致。高体积分数的小尺寸、高纵横比、非剪切片状第二相对阻碍孪晶长大最为有效,并可有效降低拉伸孪晶和非基面位错之间CRSS的比值,从而可提高镁合金的屈服强度并改善塑性各向异性。具有不同取向的片状第二相与拉伸孪晶的交互作用仿真研究结果表明,第二相惯习面与孪晶面之间的夹角越小,孪晶滑过第二相所要克服的阻碍面积越大,孪晶长大的CRSS也就越大。对于纵横比为10、体积分数为4%的片状第二相,其惯习面与孪晶面平行时,对孪晶长大的强化效果最佳(61MPa),同时第二相附近的未孪生区面积也最大而且内部有大量柱面和锥面位错;第二相惯习面与孪晶面垂直时,对孪晶长大的强化效果最差(22MPa)。由于基面和柱面片状第二相与孪晶面之间的夹角均在45?左右,二者对孪晶长大的强化作用相差不大(46MPa)。具有不同体积分数的球形第二相与拉伸孪晶的交互作用仿真研究结果表明,在第二相尺寸恒定的情况下,增加第二相体积分数可以显著提高孪生长大的CRSS,且呈线性关系。第二相体积分数为8%时,孪晶长大的CRSS为105MPa,是无析出状态下的三倍(29MPa)。增加第二相的体积分数不仅使孪晶内的背应力升高,而且激活的位错密度也随之升高。具有不同尺寸的球形第二相与拉伸孪晶的交互作用仿真研究结果表明,在相同的体积分数下,小尺寸、弥散分布的第二相对孪生长大的强化作用较好。对于体积分数为4%的球形第二相,其直径从20个单元减小为6个单元时,孪晶长大的CRSS从56MPa提升至71MPa。第二相尺寸对孪晶长大CRSS的影响可以分为两个阶段:低于临界尺寸时,第二相尺寸的减小可以显著增加孪晶长大CRSS,即类Orowan强化行为;高于临界尺寸时,孪晶长大的CRSS与第二相尺寸基本无关,即类Eshelby强化行为。具有不同纵横比的基面片状第二相与拉伸孪晶的交互作用仿真研究结果表明,增加第二相的纵横比可以有效提高孪晶长大的CRSS,且几乎呈线性关系。第二相体积分数为4%、纵横比从1增加到16时,孪晶长大的CRSS从56MPa增加至83MPa。与增加第二相体积分数的情况相类似,增加纵横比也会提高孪晶内部的背应力以及位错激活程度。尽管该模型在一定程度上揭示了微观组织与宏观力学性能之间的联系,但仍难以全面、准确地描述镁合金塑性变形过程中的各种变形机制及其交互作用,尚需在以下方面继续完善本文建立的镁合金晶体塑性-相场耦合全场模型:描述晶粒内部多个拉伸孪生变体以及压缩、二次孪生等变形模式;考虑不同类型位错密度以及晶界物理属性对孪晶形核临界应力的影响;显式描述位错在孪晶界处塞积的物理机制。更完善的全场模型可以为在介观尺度下深入研究镁合金的复杂变形机理奠定更坚实的基础。