基于分子動力學模擬的石墨烯鎂基復合材料力學行為*

明知非 宋海洋 安敏榮

(西安石油大學材料科學與工程學院,西安 710065)

鎂合金因其低密度被視為最輕的工程結構金屬材料,但因較差的塑性變形行為限制了其廣泛應用,因此增強鎂合金的綜合力學性能已經成為當前材料領域的研究熱點.本文采用分子動力學模擬方法,研究了在拉伸載荷下石墨烯對金屬鎂變形行為和力學性能的影響.研究結果表明,石墨烯的嵌入能夠明顯提升金屬鎂的強度和楊氏模量,并對其塑性變形階段的第二次應變強化產生較大影響.研究指出,石墨烯鎂基(GR/Mg)復合材料和純鎂的塑性變形行為相同,在塑性變形過程中均發生了從密排六方到體心立方再到密排六方結構的相變.石墨烯嵌入位置對GR/Mg 復合材料上下兩部分鎂基體的塑性變形行為有較大的影響.當石墨烯嵌入高度較小時,石墨烯下方的鎂基體塑性變形能力較強,容易發生位錯滑移,而當石墨烯嵌入高度較大時,石墨烯上下方的兩部分鎂基體的塑性變形能力相當,它們的塑性變形行為趨于同步.此外,本文對鎂基體的相變機制也進行了詳細分析.本文的研究結果對于設計高性能的石墨烯金屬基復合材料具有一定的理論指導意義.

1 引言

鎂及鎂合金作為最輕的工程結構金屬材料,具有許多優異的性能,在航空航天、汽車和醫療等領域具有廣闊的應用前景,被譽為21 世紀的綠色結構材料[1].然而,鎂及鎂合金存在塑性差、高溫強度低等缺點,這嚴重限制了鎂及鎂合金的廣泛應用.因此,如何有效地提高鎂及鎂合金的塑性變形能力,增強鎂及鎂合金的綜合性能,是拓寬鎂及鎂合金應用前景的關鍵問題.近年來,越來越多的研究人員都致力于探尋新型結構的鎂及鎂合金,并提出一些增強鎂及鎂合金力學性能的有效方法[2,3].Song和Li[4]首次從理論上提出了晶體/非晶雙相鎂合金納米結構模型,該策略可以有效地改善金屬鎂的塑性變形能力,通過合理設計非晶相和晶體相的匹配關系可以獲得綜合力學性能優異鎂合金.Wu 等[5]采用磁控濺射技術首次成功制備出了非晶/晶體鎂基超納雙相薄膜材料,研究指出該材料具有超高的強度(3.3 GPa)和良好的塑性.Ding 等[6]研究了稀土鎂合金的變形行為,研究發現,稀土元素的加入可以有效激發鎂中錐面 〈c+a〉 位錯滑移系產生更多位錯滑移,從而提高鎂合金的綜合性能.雖然目前人們在提高鎂合金力學性能的研究中取得了一系列研究成果,但與人們預期的要求仍然有著較大差距,鎂合金在工業上的應用仍有很大的局限性.

石墨烯由于其優異的力學性能,被認為是最理想的金屬基復合材料的增強體,受到了國內外學者的廣泛關注,并取得了豐碩的研究成果[7?13].Kim等[14]以單層石墨烯為成分合成了高性能的石墨烯銅基復合材料和石墨烯鎳基復合材料.Rezaei[15]研究了石墨烯金屬納米層復合材料的力學行為,研究發現,石墨烯的加入顯著提高了復合材料的強度和韌性.Wang 等[16]通過分子動力學模擬方法,研究了鋁基體中單層石墨烯在單軸拉伸下的力學性能.結果表明,石墨烯層能有效地阻斷界面間位錯的擴展,從而顯著提高復合材料的剛度和強度.目前,人們對石墨烯增強金屬基復合材料力學性能的研究主要集中在面心立方(face centered cubic,FCC)結構的金屬材料,而對于具有密排六方結構(hexagonal close packed,HCP)的鎂及鎂合金的研究仍然不足.Zhou 和Liu 等[17]采用分子動力學模擬方法對石墨烯鎂基(GR/Mg)復合材料在單軸拉伸作用下的力學性能進行了研究,指出石墨烯的嵌入可以顯著增強金屬鎂的力學性能.Xiang 等[18]采用多步分散法制備了GR/Mg 復合材料,發現石墨烯的嵌入使得復合材料的極限抗拉強度、楊氏模量和延伸率都明顯提高.當前,雖然對GR/Mg 復合材料力學性能的研究已經取得了初步成果,但GR/Mg 復合材料的微觀變形機制和強化機理仍不清楚,有待進一步揭示.本文采用分子動力學模擬方法研究了石墨烯對金屬鎂在拉伸載荷下的變形行為和力學性能的影響,闡明了石墨烯嵌入位置對GR/Mg 復合材料力學性能的影響規律.本文的研究結果為進一步設計高性能的石墨烯鎂金屬基復合材料提供了一定的理論依據.

2 模擬方法和模擬過程

運用LAMMPS[19]軟件,采用分子動力學模擬方法研究了在單軸拉伸載荷下石墨烯嵌入位置對GR/Mg 復合材料變形行為和力學性能的影響.Du等[20]在實驗中制備GR/Mg 復合材料時發現,石墨烯會呈現擇優沉積,沉積于鎂合金基面上.因此,構建了金屬鎂基面(即YZ平面)與石墨烯平行的GR/Mg復合材料模型進行研究,模型尺寸為14.4 nm ×21.4 nm × 37.4 nm 的GR/Mg 復合材料模型,如圖1(a)所示.嵌入的石墨烯在Y和Z兩個方向的尺寸分別為15.3 nm 和37.4 nm,石墨烯結構如圖1(b)所示.為了闡明石墨烯嵌入位置對GR/Mg 復合材料力學行為的影響,構建了5 個石墨烯嵌入高度(h)分別為0.1L,0.2L,0.3L,0.4L,0.5L的模型,其中L為GR/Mg 復合材料在X方向上的尺寸.為了方便起見,用GRx/Mg (x=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)描述不同嵌入高度的復合材料模型.GR/Mg復合材料模型含有大約531000 個原子.鎂基體在X,Y,Z方向晶向分別為[0001],,石墨烯在Z方向上為鋸齒型取向.在模擬中,所有模型的Y和Z方向均采用周期邊界條件,而X方向采用自由邊界條件,并通過Nose-Hoover 方法進行溫度控制.在模擬中,沿模型的Z方向施加拉伸載荷,應變率為109s–1.

圖1 (a) GR/Mg 復合材料的初始模型;(b) 嵌入石墨烯的原子快照圖,其中紅色原子為鎂原子,灰白色原子為碳原子Fig.1.(a) The initial model of GR/Mg composites;(b) the atomic snapshots of embedded graphene.The red atom is magnesium atom,and the gray and white atom is carbon atom.

在分子動力學模擬中,勢函數的選擇是獲得合理結果的關鍵因素.用組合勢來描述原子間的相互作用,鎂原子之間的相互作用采用Sun 等[21]開發的經驗嵌入原子方法勢來描述,碳原子之間的相互作用采用自適應分子間反應鍵序勢[22]進行描述,鎂原子和碳原子之間的相互作用采用Lennard-Jones 勢[23]來描述.在施加拉伸載荷之前,所有的模型首先采用共軛梯度能量最小化算法達到一個平衡結構.采用可視化工具(OVITO)[24]分析施加拉伸變形過程中微觀結構的演化規律,采用共同鄰域分析法(common neighbor analysis,CNA)[25]分析原子的局部晶體結構.在使用CNA 分析GR/Mg復合材料的結構時,分別用紅色、藍色、綠色和灰色分別代表HCP 結構原子、體心立方(body centered cubic,BCC)結構原子、FCC 結構原子、無序結構原子和碳原子.

3 結果與討論

3.1 石墨烯對GR/Mg 復合材料力學性能的影響

為了研究石墨烯對金屬鎂力學性能的影響,圖2 給出了具有不同石墨烯嵌入高度的GR/Mg復合材料的應力-應變曲線.眾所周知,材料的應力-應變曲線可以反映材料在載荷作用下的整體力學響應.從圖2 可以看出,純鎂和GR/Mg 復合材料的應力-應變曲線均分為三個階段,且它們的整體變化趨勢相似.對于所有模型來說,應力在曲線的開始階段隨應變線性增加,服從胡克定律.應力-應變曲線初始彈性階段的斜率為材料的楊氏模量.從圖2 可以看出,相比于純鎂來說,GR/Mg 復合材料的楊氏模量和第一峰值應力分別提高了大約27.5%和36.5%,這主要是因為石墨烯的楊氏模量和峰值應力(423.17 GPa 和102 GPa)均比單晶鎂所對應的值(0.49 GPa 和1.7 GPa)要高很多.研究也指出,石墨烯嵌入位置對GR/Mg 復合材料的楊氏模量和峰值應力的影響較小.當材料的應力達到第一峰值后,隨著應變的進一步增大,應力急速下降,表明材料進入塑性變形階段.在塑性變形階段,純鎂的流動應力明顯比GR/Mg 復合材料的平均流動應力要低,如圖2 所示.也就說是,無論石墨烯嵌入高度如何改變,石墨烯的引入都可以明顯增強金屬鎂的力學性能,這主要由于石墨烯具有較高的楊氏模量、屈服應變和屈服強度.從圖2 也可以觀察到,純鎂和GR/Mg 復合材料的應力達到第一峰值應力之后,隨著應變的繼續增加,應力都重新呈現上升的趨勢,出現了應變強化現象.在應力再次達到峰值之前,GR/Mg 復合材料的應力-應變曲線幾乎重合,不依賴于石墨烯的嵌入位置.當應變繼續增加,達到約0.18 時,純鎂和GR/Mg 復合材料的應力均達到第二次峰值應力.在經歷一個較小的應力下降之后,所有模型的應力均再次開始上升,標志著材料又一次進入了應變強化階段.從圖2可以看出,GR/Mg 復合材料在該應變強化階段的應力-應變曲線隨著石墨烯嵌入高度的不同開始發生了偏移.上述研究結果表明,石墨烯嵌入位置只是在第二峰值應力之后才對GR/Mg 復合材料的塑性變形行為有較大的影響.

圖2 GR/Mg 復合材料和純鎂的應力應變曲線Fig.2.The stress-strain curves of GR/Mg composites and pure magnesium.

為了闡明石墨烯在GR/Mg 復合材料塑性變形過程中所發揮的作用,圖3 給出了GR0.5/Mg復合材料在拉伸過程中嵌入石墨烯和鎂基體各部分的應力-應變曲線.從圖3(a)可以看出,鎂基體的屈服應力和屈服應變分別為1.69 GPa 和0.045.然而,嵌入的石墨烯在GR/Mg 復合材料拉伸過程中的屈服應力和屈服應變大約為93.35 GPa 和0.18,如圖3(b)所示.也就是說,石墨烯的屈服應力和屈服應變均遠大于鎂基體對應的屈服值.研究發現,嵌入的石墨烯在所施加的應變范圍內并未出現碳-碳鍵的斷裂.此外,從圖3(b)也可以看出,石墨烯在應變達到0.18 之后,其應力趨于一穩定的值.因此,GR/Mg 復合材料應力-應變曲線的波動趨勢主要受鎂基體變形行為的影響,特別是應變0.18 以后的塑性變形曲線,這從圖2 也可以看出,單晶純鎂的應力-應變曲線的變化趨勢與GR/Mg 復合材料在定性上是一致的.

圖3 GR0.5/Mg 復合材料在拉伸過程中鎂基體 (a)和嵌入石墨烯 (b)的應力-應變曲線Fig.3.The stress-strain curves of magnesium matrix (a)and embedded graphene (b) in the GR0.5/Mg composites.

為了研究石墨烯對金屬鎂塑性變形行為的影響,圖4 給出了純鎂在不同應變下的原子結構圖.圖中FCC 結構原子、BCC 結構原子、HCP 結構原子和其他結構原子分別顯示為綠色、藍色、紅色和白色.從圖4(a)可以看出,當應變為0.049 時,純鎂中發生了從HCP 到BCC 結構的相變.這主要是由于在本文中載荷方向平行于純鎂的基面,純鎂初始塑性變形階段難以發生基面滑移,因此純鎂通過HCP 到BCC 的相變這一過程釋放了局部集中的應力,從而導致了應力的迅速下降(如圖2 所示),這與An 等[26]的研究結果是一致的,這也說明純鎂的相變過程是一個應力驅動的過程.隨著應變的逐漸增大,在純鎂的局部區域,越來越多的HCP結構原子轉變為BCC 結構原子.當應變增加到0.056 時,此時HCP→BCC 的相變停止,BCC 相中開始形成與原始基體晶粒取向不同的HCP 結構的新晶粒,如圖4(b)中圈出部分所示,這與Chen等[27]的研究結果相一致.也就是說,在這個過程中發生了BCC→HCP 的相變.隨著應變的繼續增大,BCC→HCP 的相變持續進行,導致了BCC 結構的原子逐漸消失.當應變達到0.062 時,BCC 相幾乎全部轉變為HCP 相,新的HCP 相呈現狹長的帶狀,部分BCC 原子與無序原子結合組成了新HCP相與基體HCP 相之間的晶界,如圖4(c)所示.在新的HCP 相形成的同時,由于新形成的HCP 相的施密特因子較大,因此在新相中出現了大量不全位錯滑移留下的堆垛層錯的痕跡[28].此后,晶界不斷運動,新HCP 相的寬度逐漸增加,HCP 基體逐漸消失.當拉伸應變達到0.185 時,新舊晶粒晶界遷移趨于結束,原始基體逐漸消失,金屬鎂的應力此時達到第二次峰值,如圖4(d)所示.當應變達到0.190 時,如圖4(e)所示,晶界相互作用并逐漸消失,導致了部分應力的釋放,因此應力出現了較小的下降.隨著進一步施加載荷,純鎂第二次進入塑性強化階段.當應變達到為0.218 時,新晶粒幾乎完全取代了原始的晶粒,如圖4(f)所示.

圖4 純鎂在不同應變下的原子快照圖 (a) ε=0.049;(b) ε=0.056;(c) ε=0.062;(d) ε=0.185;(e) ε=0.190;(f) ε=0.218Fig.4.The atomic snapshots of pure magnesium under different strains:(a) ε=0.049;(b) ε=0.056;(c) ε=0.062;(d) ε=0.185;(e) ε=0.190;(f) ε=0.218.

正如上文所述,GR/Mg 復合材料的應力達到第二峰值以后,其流動應力發生了偏移.為了研究石墨烯嵌入高度對GR/Mg 復合材料在該階段塑性變形行為的影響,圖5 給出了GR/Mg 復合材料的平均流動應力隨著石墨烯嵌入高度的變化曲線.本文定義每個模型在第二峰值應力之后的應力平均值為該模型的平均流動應力.從圖5 可以看出,GR/Mg 復合材料的平均流動應力首先隨著石墨烯嵌入高度的增加而增加,當嵌入高度達到0.4L時,GR/Mg 復合材料平均流動應力達到最高,隨后GR/Mg 復合材料的平均流動應力又出現了下降趨勢.該研究結果意味著隨著石墨烯嵌入位置的變化,GR/Mg 復合材料的鎂基體的塑性變形行為可能發生了改變.

圖5 GR/Mg 復合材料的平均流動應力隨石墨烯嵌入高度的變化曲線Fig.5.The curve of the average flow stress of the GR/Mg composites with different graphene embedded heights.

同純鎂類似,GR/Mg 復合材料中的鎂基體在塑性變形過程中同樣產生了HCP→BCC 的相變,且隨著拉伸應變的增加,BCC 相中會形成與原始基體晶粒取向不同的新HCP 相.與純鎂不同的是,嵌入的石墨烯將鎂基體沿X軸方向分為上下兩部分,在塑性變形過程中,取向相同的HCP 結構的新晶粒幾乎同時在兩部分鎂基體中形核,最初生成的HCP 相并未穿透石墨烯,而是在各自部分的鎂基體中擴展,這主要是由于嵌入石墨烯的對相變的阻礙作用[29].為了研究GR/Mg 復合材料在第二峰值以后的塑性變形行為,圖6(a)—(c)給出了石墨烯嵌入高度分別為0.1L,0.3L,0.5L的GR/Mg 復合材料在應變為0.177 下的原子快照圖,其中每個圖的上方的圖為俯視圖,下方的圖為側視圖.圖中FCC 結構原子、BCC 結構原子、HCP 結構原子和其他結構原子分別顯示為綠色、藍色、紅色和白色.從圖6 可以看出,當應變達到0.177 時,GR0.1/Mg和GR0.3/Mg 復合材料上半部分新晶粒還在繼續擴張,而下半部分中相鄰晶界已經開始發生合并,特別是GR0.1/Mg 復合材料,如圖6(a)圓圈部分所示.然而,GR0.5/Mg 復合材料上下兩部分新晶粒晶界遷移速度基本一致,如圖6(c)所示.可見,石墨烯嵌入位置對新晶粒長大有一定影響,嵌入位置距下表面越近,石墨烯下表面的新晶粒晶界的遷移速度越快.

為了闡明GR/Mg 復合材料在第二峰值應力后平均流動應力隨石墨烯嵌入高度變化的內在機制,圖6(d)—(f)給出了GR0.1/Mg,GR0.3/Mg,GR0.5/Mg 復合材料在應變為0.225 時的原子快照俯視圖,其中每個圖的上方和下方的圖分別對應于復合材料中石墨烯上下兩部分鎂基體的原子快照圖.如圖6(d)和圖6(e)所示,GR0.1/Mg 和GR0.3/Mg 復合材料下部分鎂基體中的FCC 堆垛層錯比上部分的更為密集.也就是說,復合材料下部分鎂基體更容易發生位錯的滑移.然而,當石墨烯插入高度達到0.5L時(此時,上下兩部分鎂基體的尺寸相同),GR0.1/Mg 復合材料上下部分鎂基體中的FCC 堆垛層錯排布基本均勻,且數量較少,如圖6(f)所示.研究表明,石墨烯不僅對基體中位錯滑移和相變產生阻礙,而且石墨烯嵌入位置還會影響復合材料上下兩部分鎂基體的塑性變形難易程度,嵌入的位置距下表面越近,復合材料下部分越容易發生位錯的滑移.也就是說,GR/Mg 復合材料下部分鎂基體塑性變形行為對石墨烯嵌入位置的依賴性是復合材料平均流動應力發生轉折(如圖5 所示)的主要原因.

圖6 GR/Mg 復合材料在不同應變下的原子快照圖Fig.6.The atomic snapshots of the GR/Mg composites at different strains.

為了闡明石墨烯與鎂基體之間的相互作用,以GR0.5/Mg 復合材料為研究對象,對其在塑性變形過程中的塑性變形細節進行了分析.圖7(a)和圖7(b)給出了GR0.5/Mg 復合材料在不同應變下的位錯分析圖.從圖7(a)和圖7(b)可以看到,當應變達到0.056 時,在鎂基體中的石墨烯界面附近出現了位錯的形核和滑移,但隨著應變的增加,位錯僅在鎂基體的上下兩部分晶體內進行運動,并未穿過石墨烯,石墨烯對位錯的運動顯示了明顯的阻礙效果.圖7(c)和圖7(d)給出了GR0.5/Mg 復合材料在不同應變下BCC 結構相分布圖.從圖7(c)和圖7(d)可看出,當應變達到0.051 時,鎂基體上下兩部分中均產生了HCP→BCC 的相變,但基體中產生的BCC 相被石墨烯阻隔,HCP→BCC 的相變同樣只能在各自的區域內進行,表明石墨烯對鎂基體中相變過程具有阻礙作用.應該指出的是,GR0.5/Mg 復合材料在塑性變形過程中,HCP→BCC的相變和位錯滑移是同步進行的,如圖7 所示.

圖7 GR0.5/Mg 復合材料在不同應變下的結構快照圖 (a) ε=0.056;(b) ε=0.062;(c) ε=0.051;(d) ε=0.056Fig.7.The structure snapshots of the GR0.5/Mg composites at different strains:(a) ε=0.056;(b) ε=0.062;(c) ε=0.051;(d) ε=0.056.

此外,選取石墨烯插入高度為0.5L的模型,研究了石墨烯Y方向的尺寸對GR/Mg 復合材料力學行為的影響,這里選擇的石墨烯的尺寸分別為5.11 和10.22 nm.圖8 給出了不同石墨烯尺寸的GR0.5/Mg 復合材料的應力應變曲線.研究結果表明,GR/Mg 復合材料的楊氏模量、屈服強度和塑性流動應力均隨著石墨烯尺寸的增大而增大.這一方面是由于高性能石墨烯的含量增大,根據復合材料混合定律,GR/Mg 復合材料的力學性能會增強;另一方面隨著石墨烯尺寸的增大,石墨烯阻礙鎂基體中相變擴展和位錯滑移的面積越大,從而能夠更好地增強GR/Mg 復合材料的力學性能.從圖8 也可以看出,GR/Mg 復合材料應力應變曲線的變化趨勢幾乎相同,不依賴于嵌入的石墨烯的尺寸,也就是說石墨烯尺寸并沒有改變GR/Mg 復合材料塑性變形機制.

圖8 不同石墨烯尺寸的GR0.5/Mg 復合材料及純鎂的應力應變曲線Fig.8.The stress-strain curves of the GR0.5/Mg composites with different graphene sizes and pure Mg.

3.2 鎂基體的相變機制

為了揭示GR/Mg 復合材料在塑性過程中HCP 和BCC 相之間的相變機制,圖9 給出了鎂基體HCP→BCC 相變的原理圖.圖9(a)用黑線表示HCP 單位晶格,用紅色原子表示HCP 晶格單元中的上下底面的原子,藍色原子表示晶胞內中間層原子.HCP 結構的(0001)基面按照...ABABAB...的方式堆垛.在加載過程中,基面上的原子首先發生了重排,晶格夾角從最初的60°轉變到70.5°,如圖9(b)和圖9(c)所示.隨后,HCP 結構的基面變形為非等邊六邊形,其中A 層原子被拉伸,而B 層原子向A 層原子運動形成的菱形中心移動,最終演變為BCC 結構的(110)面,如圖9(d)—(f)所示.復合材料在塑性變形后期,其第一次相變產物BCC 相的(101)面在應力驅動下轉變為HCP 相的(0001)面,從而發生了HCP→BCC 相變的逆過程(BCC→HCP 相變).為了比較兩次相變導致的鎂基體位向的變化,圖9(g)給出了GR0.5/Mg 復合材料在應變為0.059 的局部原子結構圖,其中方形框內為放大部分為鎂基體中HCP 轉變為BCC相的原子圖,圓形框則顯示了BCC 轉變為HCP相的原子圖.為方便起見,將最初的鎂基體HCP相定義為α1-Mg,HCP→BCC 相變后的BCC 相定義為β-Mg,而將BCC→HCP 相變后的HCP 相定義為α2-Mg.從圖9(g)可以看出,α1-Mg 和β-Mg 的取向關系為(0001)HCP||(110)BCC,而β-Mg與α2-Mg 的取向關系為(101)BCC||(0001)HCP,這與An 等[30]的研究結果一致.因此,GR/Mg 復合材料經過HCP→BCC→HCP 的相變,α2-Mg 新晶粒的基面與原始α1-Mg 基體的基面之間形成了約121.5°的夾角,與拉伸方向形成了58.5°的夾角,因此其施密特因子增大,從而有利于位錯的成核與滑移.

圖9 (a)—(f) 鎂基體中HCP→BCC 相變的原理圖;(g) GR0.5/Mg 復合材料在0.059 應變下的原子結構圖Fig.9.(a)–(f) The schematic diagram of phase transformation of HCP→BCC in magnesium matrix;(g) the GR0.5/Mg composite with BCC structure at strain 0.059.

4 結論

本文采用分子動力學模擬方法研究了GR/Mg復合材料在拉伸載荷下的力學行為,分析了石墨烯嵌入位置對GR/Mg 復合材料力學性能和塑性變形行為的影響.研究發現,石墨烯的嵌入顯著提升了金屬鎂的力學性能,相比于純鎂來說,GR/Mg復合材料的楊氏模量和第一峰值應力分別提高了約27.5%和36.5%,這主要是因為石墨烯具有很高的楊氏模量和峰值應力.研究表明,石墨烯嵌入位置對GR/Mg 復合材料的楊氏模量和峰值應力的影響較小,但會明顯影響GR/Mg 復合材料第二峰值應力之后的塑性變形行為.GR/Mg 復合材料塑性變形后期的平均流動應力首先隨著石墨烯嵌入高度的增加而增加,當嵌入高度達到0.4L時,平均流動應力達到最高,隨后又出現了下降趨勢.GR/Mg復合材料呈現的這種現象可以從石墨烯上下兩部分鎂基體的塑性變形行為得到解釋,當石墨烯嵌入高度較小時,GR/Mg 復合材料的下部分鎂基體塑性變形能力較強(下部分鎂基體中出現了大量不全位錯滑移留下的堆垛層錯的痕跡),而當石墨烯嵌入高度較大時,GR/Mg 復合材料上下兩部分鎂基體的塑性變形能力相當,上下兩部分鎂基體趨向于發生較為同步的塑性變形行為.研究也指出,在本文的載荷條件下,鎂基體在塑性變形過程中均發生了從HCP 到BCC 再到HCP 結構的相變,且該變形行為不依賴于石墨烯的嵌入位置.最后,本文對鎂基體的相變機制也進行了詳細分析.本文所得結果可為設計高性能的石墨烯金屬基復合材料提供先期的科學預測和有益借鑒.