李揚(yáng)欣,曾小勤

（1.上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 輕合金精密成型國(guó)家工程研究中心，上海 200240；2.上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)試驗(yàn)室，上海 200240）

鎂合金是實(shí)際應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料。與鋁合金、鋼鐵等結(jié)構(gòu)材料相比，鎂合金具有比強(qiáng)度更高、資源更豐富、輕量化潛力更顯著的優(yōu)點(diǎn)，被譽(yù)為“21世紀(jì)綠色工程材料”[1-2]。鎂和稀土是我國(guó)兩種重要的優(yōu)勢(shì)戰(zhàn)略性資源，鎂和稀土結(jié)合可以創(chuàng)造出性能優(yōu)異的輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料，即鎂稀土合金。國(guó)內(nèi)外研究表明，高強(qiáng)度鎂合金的發(fā)展歷史幾乎就是高性能鎂稀土合金的發(fā)展歷史。與普通鎂合金相比，高性能鎂稀土合金具有更高強(qiáng)度、更高塑性、更高組織和性能均勻性、耐高溫和耐腐蝕等特性，成為越來越受重視的鎂合金系之一，并在電子、汽車、航空航天等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[3-4]。

稀土（rare earth，RE）元素包含元素周期表第三副族中原子序數(shù)為21的鈧（Sc）、39的釔（Y）及57的鑭（La）至71的镥（Lu）等17種元素。除Sc外，按元素物理和化學(xué)性質(zhì)的微小差別和稀土礦物的形成特點(diǎn)及其分離工藝的不同，將原子序數(shù)在釓（Gd）之前的鑭（La）、鈰（Ce）、鐠（Pr）、釹（Nd）、钷（Pm）、釤（Sm）和銪（Eu）等 7種元素稱為輕稀土元素或鈰（Ce）組稀土元素；將Gd和Gd之后的鋱（Tb）、鏑（Dy）、鈥（Ho）、鉺（Er）、銩（Tm）、鐿（Yb）、镥（Lu）和Y等9種元素稱為重稀土元素或釔（Y）組稀土元素（由于Y的原子半徑在重稀土元素原子半徑范圍之內(nèi)，且化學(xué)性質(zhì)又與重稀土元素相似，加上它在自然界中又常常與重稀土元素共生共存，所以把Y也歸為重稀土元素[3, 5-6]）。我國(guó)擁有豐富的稀土礦產(chǎn)資源，已探明的儲(chǔ)量占世界稀土總儲(chǔ)量的50%以上；同時(shí)我國(guó)又是鎂資源大國(guó)，已探明的鎂儲(chǔ)量占全世界的40%以上，這兩大資源優(yōu)勢(shì)為高性能鎂稀土合金的開發(fā)與應(yīng)用奠定了基礎(chǔ)。目前我國(guó)80%以上的鎂產(chǎn)品進(jìn)入國(guó)際市場(chǎng)，在國(guó)內(nèi)應(yīng)用較少，僅變成消耗能源和資源，為發(fā)達(dá)國(guó)家提供鎂的初級(jí)產(chǎn)品[7]。近年來，基于RE元素優(yōu)異的固溶和時(shí)效強(qiáng)化作用，Mg-RE合金系已引起國(guó)內(nèi)外學(xué)術(shù)界和工業(yè)界的廣泛重視，目前已開發(fā)出鎂稀土鋯系合金（EK系）、鎂稀土鋅系合金（EZ系）、鎂稀土銀系合金（EQ系）、鎂釔稀土系合金（WE系合金）、鎂釓釔鋯系合金（GW/VE系合金）等。

本文綜述近年來國(guó)內(nèi)外鎂稀土合金的研究進(jìn)展，探討進(jìn)一步提高鎂稀土合金強(qiáng)韌性的思路。

1 高性能鎂稀土合金的研究現(xiàn)狀

通常來講，高性能鎂稀土合金指的是抗拉強(qiáng)度大于300 MPa的鑄造鎂稀土合金和抗拉強(qiáng)度大于400 MPa的變形鎂稀土合金。近年來，國(guó)內(nèi)外科研機(jī)構(gòu)對(duì)高性能鎂稀土合金開展了大量研究工作，涉及的稀土元素包括 Gd、Nd、Y、Sm、Dy、Er、Ho 等[3, 8]。其中，以Gd、Y元素的共同添加的強(qiáng)化效果最為顯著，研究人員目前采用常規(guī)加工手段已成功研制出500 MPa級(jí)別高性能鎂稀土合金[9-10]，并重點(diǎn)闡明了合金化原理和時(shí)效析出強(qiáng)化序列以及非基面析出相阻礙位錯(cuò)滑移的強(qiáng)韌化機(jī)制，基本解決了鎂合金“絕對(duì)強(qiáng)度偏低”的重大科學(xué)問題，為高性能鎂稀土合金的進(jìn)一步發(fā)展應(yīng)用打下了很好的基礎(chǔ)，但到目前為止所研發(fā)的高性能鎂稀土合金幾乎都表現(xiàn)出了“強(qiáng)度與塑性匹配性較差”的特點(diǎn)，極大地限制了鎂合金在工程上的實(shí)際應(yīng)用范圍。因此，發(fā)展新一代具有“高強(qiáng)塑積”（強(qiáng)塑積通常指鋼的抗拉強(qiáng)度與總伸長(zhǎng)率的乘積，其數(shù)值近似地等于鋼的拉伸曲線所包圍的面積，可用于表征鎂合金強(qiáng)韌性水平的綜合性能指標(biāo)）的鎂稀土合金，比單純追求“高強(qiáng)度”的鎂稀土合金具有更加重大的意義。

1.1 稀土元素的作用

通過添加稀土元素形成不同類型的強(qiáng)韌化結(jié)構(gòu)單元可以顯著提高鎂合金的強(qiáng)度和塑性[3, 7]。這些結(jié)構(gòu)單元按空間維度可劃分為以下三類：（1）一維結(jié)構(gòu)單元，如溶質(zhì)團(tuán)簇結(jié)構(gòu)[11-12]等；（2）二維結(jié)構(gòu)單元，如層錯(cuò)[13]、晶界[14]和相界[15]等；（3）三維結(jié)構(gòu)單元，如晶粒[16]、亞晶[17]、孿晶[18]、析出相[8]和長(zhǎng)周期堆垛有序結(jié)構(gòu)（long period stacking ordered structure，LPSO）相[19]等。然而，單獨(dú)引入這些結(jié)構(gòu)單元難以同時(shí)提高鎂稀土合金的強(qiáng)度與塑性。例如，β′相（底心正交結(jié)構(gòu)）雖然能大幅度提高鎂合金的強(qiáng)度，但大量引入也會(huì)降低鎂合金的塑性；LPSO相雖然能改善鎂合金的塑性，但其本身對(duì)鎂合金的室溫增強(qiáng)貢獻(xiàn)有限。因此，系統(tǒng)研究不同類型結(jié)構(gòu)單元在鎂稀土合金中的形成機(jī)制與演化規(guī)律，定性和定量分析它們對(duì)鎂合金強(qiáng)韌化性能的影響，不僅是至關(guān)重要的研究課題，也是研發(fā)新型高性能鎂稀土合金的理論基礎(chǔ)。在對(duì)眾多高性能Mg-RE系合金的研究過程中，Mg-Y和Mg-Gd系合金因其優(yōu)異的力學(xué)和耐高溫性能而得到了廣泛關(guān)注。

1.2 Mg-Y 系合金

Y在Mg中具有很高的固溶度，在約565 ℃時(shí)的平衡固溶度約為3.6%（原子分?jǐn)?shù)）/12.4%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）[1, 3]。隨溫度降低，Y在Mg中的固溶度也大幅度降低，并和Mg形成強(qiáng)化相，具有明顯的時(shí)效強(qiáng)化特征。在Mg-Y二元合金中加入其他合金元素（如Nd、Gd和Zn等）會(huì)明顯降低Y在Mg中的固溶度，但能大幅度提高合金中析出相的體積分?jǐn)?shù)，從而進(jìn)一步提高合金力學(xué)性能。其中，含Y的WE54和WE43合金具有較好的澆鑄和沉淀析出強(qiáng)化效果、優(yōu)良的高溫抗蠕變性能和耐腐蝕性能，是目前應(yīng)用相對(duì)成熟、研究相對(duì)深入的商用鎂合金，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[20-22]。

在最早研制出的WE54系合金中，Y是以“75%Y + 25%其他Y組稀土金屬混合物”的形式加入的。國(guó)內(nèi)外普通商用鑄造WE54合金的屈服強(qiáng)度約為 200 MPa，抗拉強(qiáng)度約為 270 MPa，伸長(zhǎng)率約為 4%，強(qiáng)塑積約為 1100 MPa·%[23]。李吉林等[24]通過調(diào)整金屬型鑄造工藝優(yōu)化出屈服強(qiáng)度234 MPa、抗拉強(qiáng)度327 MPa、伸長(zhǎng)率9.6%、強(qiáng)塑積約為3100 MPa·% 的鑄造 WE54 合金（Mg-4.55Y-2.13Gd-2.25Nd-0.46Zr），是目前報(bào)道的性能最好的WE54合金之一。

WE系合金在固溶和時(shí)效處理過程中的基本時(shí)效序列如下：SSSS → β″ → β′（→ β1）→β。在這些析出相中，底心正交結(jié)構(gòu)（c-axis base-centered orthogonal）的β′相作為主要強(qiáng)化相，因合金體系不同而晶格常數(shù)會(huì)發(fā)生變化，但都和鎂基體呈共格關(guān)系。雖然通過對(duì)WE系合金進(jìn)行微合金化、變形及多級(jí)時(shí)效處理可以進(jìn)一步提高合金中析出相的體積分?jǐn)?shù)，改善析出相的分布狀態(tài)，從而提高合金的室溫力學(xué)性能，但長(zhǎng)時(shí)間的高溫服役（＞ 200 ℃）通常會(huì)導(dǎo)致β′相的迅速粗化，從而導(dǎo)致WE系合金的塑性變差，這大大限制了WE系合金的使用范圍。上海交通大學(xué)輕合金中心的高巖[25]和尹冬弟[20, 26]研究發(fā)現(xiàn)，鑄態(tài)Mg-10Y-5Gd-0.5Zr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同）和Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr（%）合金經(jīng)過時(shí)效處理后的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和蠕變性能都明顯高于同狀態(tài)的商用WE系合金，但較高的稀土元素添加總量導(dǎo)致成本過高，從而限制了合金的使用范圍。

1.3 Mg-Gd 系合金

在以某一重稀土元素為主要添加主元的鎂稀土合金中，Mg-Gd系合金因其更為突出的固溶及時(shí)效強(qiáng)化效果和相對(duì)便宜的價(jià)格而備受矚目[27]。Gd具有比Y更大的固溶度差（548 ℃固溶度4.53%（原子分?jǐn)?shù)）/23.48%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），200 ℃ 固溶度0.61%（原子分?jǐn)?shù)）/3.82%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）），其時(shí)效序列與Mg-Y系合金大致相同，時(shí)效初期析出β″相（D019結(jié)構(gòu)），隨后β″相向β′相轉(zhuǎn)變，然后再轉(zhuǎn)變?yōu)閒cc的β1相。長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后，在晶粒內(nèi)部與晶界處析出粗大的平衡相β。

Rokhlin[3]和Dirts等[28]最早對(duì)不同合金成分的Mg-Gd二元合金在不同溫度下的力學(xué)性能進(jìn)行研究后發(fā)現(xiàn)，Mg-22Gd（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）合金的室溫抗拉強(qiáng)度可達(dá)400 MPa以上，但伸長(zhǎng)率卻不足2%，其強(qiáng)塑積僅為800 MPa·%左右。雖然Mg-22Gd合金的高溫強(qiáng)度優(yōu)于WE54合金，且耐熱溫度高達(dá)350 ℃，但大量地加入單一重稀土元素Gd導(dǎo)致成本太高、密度過大和伸長(zhǎng)率過低，因此有必要添加其他少量稀土元素或更輕、更廉價(jià)的非稀土元素來降低Gd的用量，開發(fā)一種具有優(yōu)良室溫和高溫力學(xué)性能的高強(qiáng)塑積鎂稀土合金，從而擴(kuò)大其應(yīng)用范圍。

研究表明，在Mg-Gd二元合金體系中添加Y、Nd等稀土元素雖會(huì)降低彼此在鎂基體中的固溶度，但能改善合金的時(shí)效析出行為，從而提高強(qiáng)化效果。Rokhlin[3]最先提出用Y代替部分Gd元素，并開發(fā)出Mg-10Gd-5Y-0.5Mn（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同）合金，該合金T5態(tài)時(shí)的屈服強(qiáng)度在345～385 MPa之間，抗拉強(qiáng)度在 400～435 MPa，其中 Mn的加入是為了改善合金的腐蝕性能，但該合金的室溫伸長(zhǎng)率很低，僅為2%左右。因?yàn)閆r細(xì)化鎂合金晶粒的效果遠(yuǎn)強(qiáng)于Mn ，Kamado等[29]在Rokhlin工作基礎(chǔ)上用Zr替換Mn，并進(jìn)一步優(yōu)化出合金成分為Mg-10Gd-3Y-0.4Zr的高強(qiáng)塑積變形鎂合金。該合金經(jīng)80%總壓下量的熱軋制和時(shí)效處理后的室溫抗拉強(qiáng)度為420 MPa，伸長(zhǎng)率為5%，強(qiáng)塑積達(dá)到2100 MPa·%[29]。這一結(jié)果使得 Mg-Gd-Y-Zr系（GWK系）鎂稀土合金開始得到廣泛關(guān)注。上海交大的何上明[30]通過調(diào)整Gd/Y比，綜合運(yùn)用固溶強(qiáng)化、時(shí)效強(qiáng)化和形變強(qiáng)化等手段，開發(fā)了用常規(guī)方法加工獲得的高性能 GW123K 合金（σ0.2= 436 MPa，σb= 491 MPa，δ = 3%～6%），并確定了該系合金的時(shí)效析出序列和相變模型（如圖1所示）。目前所報(bào)道的GWK系合金中已有抗拉強(qiáng)度超過500 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)到 8% 的超高強(qiáng)塑積（≈4000 MPa·%）常規(guī)變形鎂合金[9-10]。

圖1 Mg-Gd-Y-Zr合金的時(shí)效析出序列和相變模型[30]Fig.1 Aging sequence and corresponding phase transformation model of Mg-Gd-Y-Zr alloys[30]

2 含長(zhǎng)周期堆垛有序結(jié)構(gòu)相（long period stacking ordered phase，LPSO 相）的鎂稀土合金

隨著對(duì)Mg-RE系合金研究的不斷深入，科研人員迫切希望能通過加入廉價(jià)的Zn、Cu、Ni或Al等元素來替代部分RE元素，達(dá)到同時(shí)降低成本和改善合金力學(xué)性能的效果。由于Zn元素在Mg-RE合金中的獨(dú)特作用，使得Mg-RE-Zn系合金備受矚目[31-36]。隨著Zn含量的增加，Mg-RE-Zn系合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都會(huì)隨之提高，但過高的Zn含量會(huì)對(duì)合金的鑄造性能和加工性能產(chǎn)生不利影響。因此，目前Mg-RE-Zn系合金中Zn的添加量普遍不超過2%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）[37]。隨著對(duì)Mg-REZn系合金研究的不斷深入，一種新的長(zhǎng)周期堆垛有序結(jié)構(gòu)相（long period stacking ordered phase，LPSO相）引起了人們的重視。由于含LPSO相的鎂稀土合金大多表現(xiàn)出優(yōu)異的室溫和高溫屈服強(qiáng)度、優(yōu)良的伸長(zhǎng)率和良好的蠕變性能[25, 38]，使其成為了近20年來鎂合金研究領(lǐng)域的一大熱點(diǎn)。

從上表可以看出，36個(gè)入選城市中，歐洲13個(gè)、北美9個(gè)、亞洲7個(gè)，其余為澳洲3個(gè)、拉美2個(gè)、非洲2個(gè)。因此，歐美城市占比達(dá)到58.3%，占據(jù)了重要位置；隨著亞洲經(jīng)濟(jì)的崛起，亞洲國(guó)家的中心城市也極具單競(jìng)爭(zhēng)力。從人口規(guī)?？?，36個(gè)城市絕大多數(shù)屬于大城市或特大城市(城市人口大于100萬)，但一些中小城市(人口小于100萬)如曼徹斯特、謝菲爾德、斯德哥爾摩、哥本哈根、鹿特丹、格拉斯哥、拉斯維加斯、印第安納波利斯、杰克遜維爾，甚至是法國(guó)小鎮(zhèn)查默尼克斯也躋身于頂級(jí)的主辦城市。

2000年，Luo等[39]首先在Mg-7.2Y-1.2Zn-0.48Zr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）合金中發(fā)現(xiàn)了一種18R型LPSO相，但他并沒有深入研究這種特殊的LPSO相對(duì)鎂合金性能的影響。隨后，Kawamura等[40-41]采用快速凝固/粉末冶金（rapid solidification powder metallurgy，RS P/M）的方法研究了一系列Mg-YZn合金，并最先優(yōu)化出室溫屈服強(qiáng)度超過600 MPa和伸長(zhǎng)率約5%的Mg97Y2Zn1合金（強(qiáng)塑積～3000 MPa·%）。該合金在 150 ℃ 的屈服強(qiáng)度為510 MPa，是同等條件 WE54 合金的兩倍；在 300 ℃的屈服強(qiáng)度是常規(guī)AZ91鎂合金的四倍，且明顯高于傳統(tǒng)的Ti-6Al-4V合金和7075鋁合金[40]。隨后一系列文章先后研究報(bào)道了Mg97Y2Zn1合金的微觀組織、相結(jié)構(gòu)及其中LPSO相的原子堆跺序列，并在其他 Mg-RE-X（原子半徑 rRE＞ rMg＞ rX）合金中也陸續(xù)發(fā)現(xiàn)了6H[42-44]（后續(xù)已被證明是18R的片段）、10H[45-47]、12H[48]、15R[48]、14H[13, 31, 45, 49-54]、18R[31, 45, 52, 54-59]、21R[48]和 24R[45, 46]等結(jié)構(gòu)的LPSO相。為了深入分析LPSO相對(duì)鎂合金組織與性能的影響，首先要對(duì)結(jié)構(gòu)變化繁多的LPSO相進(jìn)行分類。

2.1 LPSO 相的分類

LPSO相目前常用的有兩種分類表示法：Zhdanov（Ждaнoв）符號(hào)表示法和 Ramsdell符號(hào)表示法[60]。Ramsdell符號(hào)表示位置的循環(huán)總層數(shù)和結(jié)構(gòu)的基本類型，例如14H或18R等。Zhdanov符號(hào)可以清楚地表示LPSO相各順序循環(huán)中正反排列的層數(shù)和各循環(huán)的重復(fù)次數(shù)，例如表示該LPSO相是由兩部分排列循環(huán)組成的18R結(jié)構(gòu)。其中第一部分是，表示該段排列中正排3次（ABCA、BCAB或 CABC），反排 1次（AC、CB或AB）；第二部分是，表示該段排列中正反排各1次。然而，這樣的排列還未構(gòu)成一個(gè)位置的再循環(huán)，需要按上述排列順序再循環(huán)2次才能得到一個(gè)完整的周期，因此R結(jié)構(gòu)的外面括號(hào)必須有“3”的下標(biāo)。值得一提的是，同一結(jié)構(gòu)可能由于實(shí)驗(yàn)觀測(cè)者的標(biāo)定角度不同而給出不同的堆垛序列，例如對(duì)同一種18R結(jié)構(gòu)變體的標(biāo)定就出現(xiàn)過ABABABCACACABCBCBC…[39]，ABABCACACABCB CBCAB…[31]和 ABACBCBCBACACACBAB…[52]等結(jié)果。粗看以為是3種不同結(jié)構(gòu)的18R變體，但通過Zhdanov符號(hào)分析可知，它們都是同一種堆垛的18R結(jié)構(gòu)，可統(tǒng)一標(biāo)定為ABCAC ACABCBCBCABAB…?？梢?，使用合理的分類表示法對(duì)LPSO相結(jié)構(gòu)進(jìn)行標(biāo)定可有效避免實(shí)驗(yàn)中不必要的重復(fù)和誤會(huì)。

2.2 LPSO 相的形成條件

Mg-RE-X系合金中的LPSO相根據(jù)其自身形成條件的不同可分為兩類[61]：一類在熔體凝固過程中形成，記為 Type I LPSO 相；另一類在熔體凝固過程后對(duì)合金進(jìn)行高溫?zé)崽幚磉^程中形成，記為Type II LPSO相。這兩類LPSO相的形成基本都具有以下特點(diǎn)[37, 62]：（1）原子半徑必須滿足 rRE＞ rMg＞ rX，且RE和X的原子尺寸和Mg原子尺寸相差較大，這是LPSO相能形成的先決條件；（2）Mg、RE和X元素之間的兩兩混合焓為負(fù)值；（3）不同體系的RE和X原子比處在特定的范圍。最近，Li[63]和Saal等[64]用高通量密度泛函理論（highthroughput density functional theory）預(yù)測(cè)了可能形成LPSO相的三元鎂合金。如圖2所示，藍(lán)色區(qū)域表示理論上可以形成穩(wěn)定LPSO相的三元鎂合金；黑色標(biāo)記表示已在實(shí)驗(yàn)中觀測(cè)到存在LPSO相的三元鎂合金，這些合金都包含在藍(lán)色區(qū)域之中；黃色區(qū)域表示在特定條件下能形成LPSO相的三元鎂合金，但目前尚未在此類合金中觀測(cè)到LPSO相；紅色區(qū)域表示不可能形成LPSO相的三元鎂合金。圖2的預(yù)測(cè)結(jié)果囊括了目前所發(fā)現(xiàn)的LPSO相，包括最近在Mg-Y-Co體系[48]中發(fā)現(xiàn)的12H、15R和21R等新的結(jié)構(gòu)和本文作者在Mg-Y-Al體系中發(fā)現(xiàn)的18R結(jié)構(gòu)[65]。

利用HAADF-STEM表征技術(shù)，學(xué)者們研究了不同Mg-RE-X體系中LPSO相的形成過程，并提出了各自認(rèn)為合理的理論模型進(jìn)行解釋。雖然目前沒有一個(gè)模型能夠解釋所有LPSO相的微觀形成機(jī)制，但綜合目前的研究結(jié)果，可以得出Mg-RE-X合金在鑄造和析出過程中LPSO相形成的共性和異性。

（1）不同堆垛序列的LPSO相由不同數(shù)量的ABCA型堆垛塊和堆垛塊間不同間隔的鎂原子層組成。ABCA型堆垛塊作為L(zhǎng)PSO相的形核點(diǎn)，都在Mg-RE-X溶質(zhì)原子富集區(qū)通過肖特基部分位錯(cuò)形核，且形核點(diǎn)大多位于晶界或晶界附近。

圖2 Saal模型下可形成穩(wěn)定 LPSO 相的三元鎂合金[63-64]Fig.2 Possible LPSO phases in ternary Mg alloys predicted by Saal’s model[63-64]

（2）已形成的ABCA型堆垛塊需要通過溶質(zhì)原子的短程擴(kuò)散和鎂原子層的長(zhǎng)程擴(kuò)散形成固定的LPSO相堆垛序列，同時(shí)逐漸完成溶質(zhì)原子在堆垛層間的有序化。

（3）不同堆垛周期的LPSO相之間依靠肖特基部分位錯(cuò)的攀移完成相互轉(zhuǎn)變。

（4）由于在熔體凝固過程中溶質(zhì)原子容易擴(kuò)散，導(dǎo)致形成的18R LPSO相能夠提前完成上述三個(gè)過程，并且高度的有序化使18R結(jié)構(gòu)可向更穩(wěn)定的14H結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變；而在固態(tài)金屬熱處理過程中溶質(zhì)原子不易擴(kuò)散，導(dǎo)致形成的18R結(jié)構(gòu)有序度存在差異，繼續(xù)增加固溶處理的時(shí)間直到18R結(jié)構(gòu)完全有序之后通常會(huì)向更穩(wěn)定的14H結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變。

2.3 LPSO 相對(duì)鎂合金組織與性能的影響

如前文所述，Kawamura等[40-41]在2001年率先采用RS P/M工藝制備出一種新型的Mg97Y2Zn1合金。該合金在300～450 ℃熱擠壓成型的室溫力學(xué)性能為：σ0.2= 480～610 MPa、δ = 5%～16%。其中，300 ℃熱擠壓成型樣品的綜合力學(xué)性能優(yōu)異：σ0.2=610 MPa、σb= 628 MPa、δ = 5.0%、HV = 136，這是目前能制備出的強(qiáng)度最高且耐腐蝕能力較好的鎂合金。由于PS P/M工藝能顯著細(xì)化晶粒并減少溶質(zhì)原子偏析，因此可以大幅度提高M(jìn)g97Y2Zn1合金的力學(xué)性能及耐腐蝕性，這是其他熔煉方法制備的鎂合金所不具備的。

表1列出了用傳統(tǒng)鑄錠冶金制備的含LPSO相Mg97Y2Zn1合金的室溫和高溫力學(xué)性能[37, 66]。從表1可以看出，鑄態(tài)Mg97Y2Zn1合金的室溫力學(xué)性能為 σ0.2= 120 MPa、σb= 132 MPa、δ = 4.0%；250 ℃時(shí)的力學(xué)性能為 σ0.2=74 MPa、σb= 122 MPa、δ =13.0%。將鑄態(tài)Mg97Y2Zn1合金在350 ℃（擠壓比為 1，壓力為 1 GPa）下壓縮 300 s，獲得的熱壓縮Mg97Y2Zn1合金鑄錠的室溫力學(xué)性能為σ0.2=190 MPa、σb= 235 MPa、δ = 5.5%；250 ℃ 時(shí)的力學(xué)性能為 σ0.2=163 MPa、σb= 198 MPa、δ = 21.0%。將鑄態(tài)Mg97Y2Zn1合金在350 ℃（擠壓比為10，擠壓速率為2.5 mm/s）下擠壓，獲得的熱擠壓Mg97Y2Zn1合金的室溫力學(xué)性能為 σ0.2=375 MPa（比鑄態(tài)合金高 3 倍）、σb= 418 MPa、δ = 4.0%；250 ℃ 時(shí)的力學(xué)性能為 σ0.2= 251 MPa、σb= 277 MPa、δ = 19.0%。目前，具有LPSO相的熱擠壓Mg97RE2Zn1（RE=Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tb）合金的室溫屈服強(qiáng)度 σ0.2＞350 MPa、伸長(zhǎng)率 δ 為 3%～6%，而無 LPSO 相的熱擠壓 Mg97RE2Zn1（RE = La、Ce、Pr、Sm、Nd、Yb）合金的伸長(zhǎng)率δ ＜ 1%。含LPSO相Mg97Y2Zn1合金的屈服強(qiáng)度σ0.2是無LPSO相Mg97RE2Zn1（RE=La、Yb等）合金的 1.5倍。

表1 傳統(tǒng)鑄錠冶金制備 Mg97Y2Zn1 合金的拉伸性能Table1 Tensile properties of I/M Mg97Y2Zn1 alloys

鎂合金中的LPSO相是一種從鎂基體基面析出的層片狀析出相，其本質(zhì)是密排層（層錯(cuò)）的有序堆垛。盡管運(yùn)用 Nie等[8, 67]在 2003年提出的Orowan強(qiáng)化修正模型可以推測(cè)，LPSO相和基面析出的圓盤狀析出相類似，都不可能是鎂合金中的主要強(qiáng)化相，但許多學(xué)者根據(jù)他們的研究依舊認(rèn)為L(zhǎng)PSO相是Mg-RE-X系合金中的主要強(qiáng)化相[26, 40,42, 45, 50-51, 55-56, 68-73]。根據(jù) Hall-Patch 公式可知，晶粒細(xì)化對(duì)鎂合金強(qiáng)度的提高是極為顯著的。由此可知，快速凝固制備的含LPSO相的Mg97Y2Zn1合金具有超高強(qiáng)度的主要原因應(yīng)該是因?yàn)楹辖鹁Я５玫搅藰O大的細(xì)化（由傳統(tǒng)鑄錠冶金的幾十微米減小到50～200 nm之間），而非取決于晶內(nèi)LPSO相自身產(chǎn)生的強(qiáng)化作用。而在傳統(tǒng)鑄錠冶金制備的Mg-RE-X合金中，含LPSO相Mg97Y2Zn1合金的屈服強(qiáng)度是無LPSO相Mg97RE2Zn1（RE=La、Yb等）合金的1.5倍的主要原因可能是Y在Mg中的固溶度要遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過La和Yb等稀土元素在Mg中的固溶度所致。

本文作者通過研究Mg-Y-Gd-Zn-Zr合金的時(shí)效行為[19]，從實(shí)驗(yàn)上證明了LPSO相不是Mg-REX合金中的主要析出強(qiáng)化相，但它在強(qiáng)烈釘扎晶界的同時(shí)能允許基面位錯(cuò)滑移通過，從而保持了合金高的強(qiáng)度和優(yōu)良的塑性，為實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)塑積提供可能。在此基礎(chǔ)上提出以LPSO相釘扎晶界和阻擋β′相長(zhǎng)大的理想顯微組織模型（如圖3所示），為新一代高強(qiáng)塑性抗蠕變Mg-RE-X合金的設(shè)計(jì)提供了方向。

圖3 兼具室溫和高溫強(qiáng)度，且塑性良好的新型 Mg-REX合金顯微組織模型Fig.3 Schematic diagram of an ideal microstructure model that combines the benefits of LPSO and β’ phases in Mg-RE-X alloys

3 總結(jié)與展望

如前所述，強(qiáng)塑匹配性差是制約鎂稀土合金在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用的主要瓶頸問題。目前，高強(qiáng)鎂稀土合金主要是通過析出相強(qiáng)化，在提高強(qiáng)度的同時(shí)通常會(huì)降低塑性。因此，高強(qiáng)塑積鎂稀土合金在合金設(shè)計(jì)和制備加工技術(shù)方面有三大基礎(chǔ)性問題急需解決：

（1）多維度結(jié)構(gòu)單元的形成機(jī)制及其微納力學(xué)行為：鎂合金滑移系少并且其有效強(qiáng)化相的種類也較少，目前尚未厘清鎂合金中多維度結(jié)構(gòu)單元（如一維的溶質(zhì)團(tuán)簇，二維的層錯(cuò)和相界，三維的孿晶、析出相、LPSO相等）與位錯(cuò)交互作用的內(nèi)在機(jī)制，因而，高強(qiáng)塑積鎂稀土合金晶內(nèi)組織設(shè)計(jì)缺乏理論指導(dǎo)。

（2）基于多晶取向相關(guān)與界面應(yīng)變協(xié)調(diào)的強(qiáng)韌化機(jī)制：鎂合金塑性變形對(duì)晶體取向的依賴性強(qiáng)，鎂合金界面（晶界或相界）應(yīng)變協(xié)調(diào)性差，鎂合金就容易在晶界、相界發(fā)生應(yīng)力集中及斷裂，因此，如何設(shè)計(jì)和優(yōu)化鎂合金多晶體的晶粒取向分布、充分改善界面應(yīng)變協(xié)調(diào)性成為高強(qiáng)塑積鎂稀土合金開發(fā)亟需解決的第二個(gè)關(guān)鍵課題。

（3）高強(qiáng)塑積鎂稀土合金組織與性能的演變規(guī)律與調(diào)控機(jī)制：確保獲得具有工業(yè)應(yīng)用價(jià)值的高強(qiáng)塑積鎂稀土合金材料，需要進(jìn)一步尋求合理可行的制備加工工藝和方法。為此，研究高強(qiáng)塑積鎂合金在多種約束條件下的鑄造或塑性成形特性，研究鎂合金制備加工過程中晶內(nèi)多維結(jié)構(gòu)單元、多晶顯微組織與宏觀力學(xué)性能的遺傳、演變規(guī)律和內(nèi)在聯(lián)系，發(fā)展基于工藝-組織-性能參數(shù)的一體化調(diào)控的先進(jìn)制備技術(shù)成為高強(qiáng)塑積鎂稀土合金開發(fā)亟需解決的第三個(gè)關(guān)鍵課題。

這些基礎(chǔ)理論問題的解決對(duì)于開發(fā)具有更高強(qiáng)塑積的新一代鎂合金材料，擴(kuò)大鎂合金應(yīng)用范圍，滿足航空航天重大工程的輕量化需求具有重要意義。