蔣 斌, 劉文君, 董含武, 程仁菊, 張 娜, 潘復(fù)生

（1.重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400044；2.重慶市科學(xué)技術(shù)研究院 新材料中心，重慶 401123；3.重慶大學(xué) 國家鎂合金工程中心，重慶 400044）

鎂合金是常用的金屬結(jié)構(gòu)材料中密度最小的，具有高比強(qiáng)度和比剛度、良好的切削加工性能、良好的阻尼性能、高的回收利用率，被譽(yù)為“綠色的”金屬結(jié)構(gòu)材料，具有巨大的應(yīng)用潛力[1-5]。我國鐵和鋁資源相對匱乏，鎂則具有資源優(yōu)勢，是一種重要的、具有戰(zhàn)略性意義的金屬結(jié)構(gòu)材料。

變形加工是提高金屬結(jié)構(gòu)材料綜合力學(xué)性能的有效方法，而變形加工的原材料必須具有足夠的塑性。鎂晶體是密排六方（HCP）結(jié)構(gòu)，純鎂和普通鎂合金具有較高的軸比（純鎂的c/a軸比為1.6236）。室溫下，HCP結(jié)構(gòu)的鎂只在基面擁有（0001）和（0001）兩個獨(dú)立滑移系[6]，遠(yuǎn)不能滿足von Mises準(zhǔn)則（多晶體材料均勻的塑性變形需要5個獨(dú)立滑移系）的要求，且滑移僅限于a、b兩軸方向，c軸方向的變形只能通過拉伸孿生與壓縮孿生來進(jìn)行協(xié)調(diào)[6]，因此，鎂合金的常溫塑性相對較低。提高塑性成了鎂合金研究的重點(diǎn)之一。

提高鎂合金塑性的方式主要有三種：一是細(xì)化合金晶粒，提高基體的位錯容量[7]，并降低晶粒所需的轉(zhuǎn)動力矩而提高其轉(zhuǎn)動性[6]；二是引入合金元素以降低軸比[8-10]、提高變形溫度等，啟動基面滑移系之外的其他滑移系；三是引入鎂合金HCP結(jié)構(gòu)基體α-Mg相之外的、塑性良好的其他相，如體心立方（BCC）結(jié)構(gòu)的β-Li相[11-12]、長程有序結(jié)構(gòu)（LPSO）[13-14]等。

合金化是提高鎂合金綜合力學(xué)性能的常用方法，也是非常有效的方法。Al、Zn、稀土元素（RE）是鎂合金中的常用合金元素。稀土元素（RE）主要是指元素周期表中IIIB族的釔（Y）和鑭系元素（La～Lu），一般可以依據(jù)密度分為輕稀土元素（La～Eu）和重稀土元素（Y，Gd～Lu）。合金化元素（如稀土元素）能明顯改變鎂合金的綜合性能，但也會受制于其資源量和價格。而改進(jìn)鑄造工藝的限制相對較小，故在生產(chǎn)中廣泛使用。本文主要總結(jié)Mg-Al、Mg-Li、Mg-Zn、Mg-稀土等鎂合金中塑性相對較好（室溫伸長率多在10%以上）的鑄態(tài)合金與合金元素的作用，以及熔鑄工藝的改進(jìn)對鑄態(tài)鎂合金力學(xué)性能的改善作用，提出高塑性鑄態(tài)鎂合金的發(fā)展方向。

1 合金系與合金元素

1.1 鑄造 Mg-Al系鎂合金

Mg-Al系是目前牌號最多、應(yīng)用最廣的鎂合金。在Mg-Al二元合金的基礎(chǔ)上發(fā)展的Mg-Al-Zn（AZ）、Mg-Al-Mn（AM）、Mg-Al-RE（AE）、Mg-Al-Sn（AT）等系列合金中，部分合金可以通過合金化、固溶時效等方法提高綜合力學(xué)性能。

1.1.1 Mg-Al-Zn 合金

在鎂合金中，AZ系合金具有強(qiáng)度高、耐腐蝕、易鑄造、易加工、低成本等優(yōu)點(diǎn)，是所有鎂合金中應(yīng)用最廣的，其Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般小于10%。受鑄造時非平衡結(jié)晶的影響，鑄態(tài)AZ系鎂合金同時含有α-Mg與β-Mg17Al12兩相。表1給出了塑性較好的AZ系鎂合金的力學(xué)性能。Al含量越高，β相越多，且逐漸呈連續(xù)網(wǎng)狀分布，表1數(shù)據(jù)顯示：增加合金強(qiáng)度，但降低塑性；固溶處理后，合金強(qiáng)度提高，但伸長率仍很難達(dá)到8%。

表1 AZ 系鑄造鎂合金的力學(xué)性能Table1 Mechanical properties of AZ series magnesium alloys

添加合金化元素，能改善β-Mg17Al12相的形貌、數(shù)量、大小、分布、取向等，并生成高熔點(diǎn)、高熱穩(wěn)定性的第二相，合金的綜合力學(xué)性能提高。常用的合金化元素多是鎂合金的表面活性元素，如Ca、Ti、Bi、Sb 和稀土（RE）。合金凝固時，合金化元素會在固液界面富集，阻礙晶粒和β-Mg17Al12相的長大，細(xì)化α基體的晶粒。合金化元素與Mg結(jié)合生成化合物第二相，形成與Al的競爭、降低β-Mg17Al12相的數(shù)量，使第二相彌散分布；合金元素引入的 Al2Ca[16]、、Mg3Sb2[15]、A1-RE相[15, 17-18, 22-23, 25-28]等高熔點(diǎn)強(qiáng)化相，多彌散分布在合金中，能提高合金的高溫性能。合金化元素還可固溶于β-Mg17Al12相中提高其熱穩(wěn)定性，但合金元素過量時，生成的第二相過多，也可能降低合金的力學(xué)性能[23]。合金元素以少量、多種的復(fù)合方式添加到合金中，強(qiáng)度和塑性往往同時得到提升，比單獨(dú)添加的效果更好[15, 17, 25]。

固溶熱處理可以使AZ系合金中的β-Mg17Al12相重新溶于合金基體，減少其對α-Mg基體的割裂作用，提高合金的塑性[19, 27-28]。例如，固溶能使AZ91D-0.41Sm合金的塑性增加一半以上，伸長率達(dá)到14.5%，但對AZ91D-0.88%Sm合金的塑性（伸長率15.5%）沒有明顯影響[27]。固溶后的時效處理，會增加合金中的第二相，降低合金塑性[20]。在合適的熱處理工藝下，Mg-6Al-Zn-0.9Y-1.8Gd合金具有254.8 MPa 的較高強(qiáng)度，同時伸長率達(dá)到 22.3%[26]。

1.1.2 Mg-Al-Mn 合金

Mg-Al-Mn（AM）系列鎂合金變形能力相對較強(qiáng)，適合制造汽車輪轂、座位架、方向盤骨架等對延展性和斷裂韌度有一定要求的部件。表2給出了塑性較好的AM系鎂合金的力學(xué)性能。Mn含量小于1%時，AM系列合金含有α-Mg、β-Mg17Al12、MnAl三種相；Mn含量大于1%時，合金中出現(xiàn)脆性β-Mn相，塑性降低，因此，AM系鎂合金中的Mn含量普遍控制在0.5%左右。鑄態(tài)AM50合金的伸長率可達(dá)16%，鑄態(tài)AM60合金的伸長率也超過10%，高于其他常見的鑄態(tài)鎂合金。與AZ系鎂合金不同，固溶后的AM系列鎂合金塑性沒有明顯提高，時效處理能使固溶態(tài)合金的塑性有較大提高[36]。

適量Sr、Nd、Ce等合金元素，可以細(xì)化AM系鎂合金晶粒，改善合金的微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能。AM50合金中添加0.5%的Sr后，抗拉強(qiáng)度為233 MPa，伸長率可達(dá)16.3%[33]；1.5%的Ce能將伸長率提高到20%[35]。AM60合金中，添加4%的Nd后伸長率提高到18%[42]，Ti、Sc等元素?zé)o助于塑性的提升[36, 43]。復(fù)合添加方法所需合金元素的量較少[32, 46]，性能也有一定的優(yōu)勢，如AM60-1.6RE-0.15B合金的伸長率達(dá)到18%[46]，但復(fù)合添加Sr或Ce對含Nd的AM60合金的塑性提高有限[39]。AM60合金添加0.05%的碳纖維后，抗拉強(qiáng)度達(dá)到242.4MPa，伸長率仍保持13.2%的較高水平[45]。

1.1.3 Mg-Al-RE 合金

Mg-Al-RE（AE）系鎂合金具有較好的抗蠕變和耐熱性能，部分合金塑性較好，伸長率可達(dá)10%以上。表3列出了塑性較好的AE系鎂合金的力學(xué)性能。1%～2%的混合稀土就可以顯著提高M(jìn)g-Al合金的抗蠕變性能，A1含量低于4%時效果更好，但過多的RE能顯著降低流動性，難以鑄造成型。因此，前期開發(fā)的AE系列鎂合金中，Al、RE含量分別為2%～4%、1%～2%，如AE41、AE42、AE21等。Al含量大于4%時，往往通過添加Ca、Sm、Sb等元素來提高綜合力學(xué)性能。

AE系鎂合金的強(qiáng)化主要來源于兩個方面：一是RE與Al發(fā)生共晶反應(yīng)生成A111RE3等熔點(diǎn)較高的Al-RE二元相，減少低熔點(diǎn)相Mg17Al12，改變相分布；二是固溶于鎂基體的RE原子阻礙晶內(nèi)的位錯運(yùn)動和原子擴(kuò)散，有效釘扎晶界滑移和位錯運(yùn)動，提高合金的強(qiáng)度。由于含有高熔點(diǎn)的Al-RE相，熱處理態(tài)AE系鎂合金往往有不錯的綜合力學(xué)性能。例如，固溶加時效后的AE51-0.5Sb和AE51-0.8Ca合金抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到241 MPa和232 MPa，伸長率 11%～12%[47-48]；固溶加時效后的AE51-1.0Sm合金，抗拉強(qiáng)度和伸長率分別提高到244 MPa 和 15.58%[48]。

1.1.4 Mg-Al-Sn 合金

Mg-Al-Sn（AT）系是近年新開發(fā)的具有較高塑性的鎂合金系列。表4給出了塑性較好的AT系鎂合金的力學(xué)性能。AT系鎂合金中，Sn能細(xì)化合金晶粒；增加Sn的含量，會增加生成的Mg2Sn數(shù)量和尺寸。如Sn提高到6%時，Mg-3Al-1Zn合金中的Mg2Sn相由顆粒狀變?yōu)殚L條狀分布于晶界，綜合力學(xué)性能良好[50]。固溶的Sn等原子會降低合金的層錯能，增加形變時的位錯和孿晶，且位錯易在孿晶邊界塞積，提高合金的性能，如使Mg-3Al-3Sn合金的形變強(qiáng)化系數(shù)增至0.44～0.45[49]。在AT合金中添加Nd和Y，生成Al2Nd和Al2Y，Mg17Al12的量減小，合金性能提高；復(fù)合添加少量Nd和Y，合金的強(qiáng)度和塑性同時提高，效果更好[51]。

1.2 鑄造 Mg-Li系合金

鋰（Li）是最輕的金屬，能降低Mg合金的密度，還能降低晶格的c/a軸比，使柱面和錐面滑移容易啟動，提高塑性[9-10]。一般說來，Li含量小于5.7%時，合金只含有HCP結(jié)構(gòu)的α-Mg相基體，為單α相合金；Li含量大于10.3%時，合金只含有體心立方（BCC）結(jié)構(gòu)的β-Li相，為單β相合金；Li含量為 5.7%～10.3% 時，為 α、β 兩相共存的（α + β）雙相合金[12]。Mg-Li二元合金的最大抗拉強(qiáng)度出現(xiàn)在Li含量6%～7%處，塑性的峰值則出現(xiàn)在Li含量8%～9%處[12]。在變形速率較大時，單α相和雙相的Mg-Li合金都容易出現(xiàn)塑性失穩(wěn)現(xiàn)象，在應(yīng)力應(yīng)變曲線上表現(xiàn)為鋸齒狀波動[52-54]。

表2 鑄態(tài) AM 系鎂合金的拉伸力學(xué)性能Table2 Mechanical properties of AM series magnesium alloys

表3 AE 系鎂合金的拉伸力學(xué)性能Table3 Mechanical properties of AE series magnesium alloys

表4 鑄造 AT 系鎂合金的拉伸力學(xué)性能Table4 Mechanical properties of AT series magnesium alloys

1.2.1 單 α 相 Mg-Li合金

Li會降低Mg的c/a軸比，如AZ31-5Li合金的軸比為1.6082[55]，合金的塑性增加。表5給出了不同影響因素下單α相Mg-Li合金的塑性。就表中結(jié)果而言，對單α相Mg-Li合金來說，Li含量較小時，Li含量和晶粒尺寸對塑性的影響并不明顯[56-57]；變形速率會對單α相Mg-Li合金塑性產(chǎn)生明顯影響[58]，較大的變形速率可以導(dǎo)致其出現(xiàn)動態(tài)時效效應(yīng)（DSA）而發(fā)生塑性失穩(wěn)[52]。單α相Mg-Li合金的壓縮塑性值多在25%至30%之間[58]。

表6給出了單α相Mg-Li鑄態(tài)合金的拉伸力學(xué)性能。表6結(jié)果顯示，合金元素會降低二元單α相Mg-Li合金的塑性，隨著合金元素添加量的增加，合金的強(qiáng)度與塑性大多呈先增后減的趨勢。例如，Mg-4Li中Sn元素的添加量以0.5%為宜[59]；Mg-5Li-3Al-2Zn合金中，Y和La-Pr-Ce混合輕稀土的最優(yōu)添加量分別是1.2%[60]和2%[61]。Mg-5Li-3Al-2Zn合金中復(fù)合添加1.2%的Y和0.8%的Nd，抗拉強(qiáng)度提高到231 MPa，伸長率仍保持為16%[62]。

表5 單 α 相 Mg-Li合金塑性的影響因素Table5 Factors for plasticity of Mg-Li alloys of single α phase

表6 含合金元素的單 α 相 Mg-Li鑄態(tài)合金的拉伸力學(xué)性能Table6 Mechanical properties of as-cast Mg-Li alloys of single α phase

1.2.2 （α+β）雙相 Mg-Li合金

雙相Mg-Li合金的抗拉強(qiáng)度隨著Li的增多而緩慢下降，屈服強(qiáng)度和伸長率的峰值分別出現(xiàn)在Li含量約10.3%和8%～9%處[63]。雙相Mg-Li合金能較好地結(jié)合強(qiáng)度和塑性，研究與應(yīng)用相對稍多，如美國在20世紀(jì)60年代開發(fā)了LAZ933（Mg-9Li-3Al-3Zn）合金，曾用于裝備和航天領(lǐng)域[64]；蘇聯(lián)開發(fā)了MA21（Mg-8Li-5Al-4.5Cd-1.5Zn-0.4Mn或0.2Ce）合金用于航天[65]。

塑性良好的β-Li相能大幅提高雙相Mg-Li合金的塑性，并承擔(dān)合金變形時的大部分形變[66]。Li含量越高，β-Li相會越多，合金的塑性也越好[59, 67]。變形速率較小時，β-Li相充分變形，主要在α、β兩相界面附近發(fā)生破斷；變形速率較大時，α-Mg相也會參與形變并發(fā)生斷裂，塑性降低[54]。

合金元素可以增加雙相Mg-Li合金中β相的比例，提高塑性[67-69]。但是，過量合金元素帶來的大量第二相會割裂合金基體，使塑性降低[69]。表7列出了塑性良好的雙相Mg-Li合金的力學(xué)性能。表7的結(jié)果表明，Mg-Li雙相合金中，1%的Y對塑性提高較大[69]；Y含量為3%左右的合金強(qiáng)度較高，綜合力學(xué)性能較好[69-70]；固溶處理能提高合金的塑性，但強(qiáng)度有所降低[69]。Zn在α-Mg和β-Li兩相中都有較大的溶解度，并對兩相產(chǎn)生明顯的強(qiáng)化作用[71]；鑄態(tài)Mg-8Li-15Zn合金自然放置7 d之后，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別可達(dá)186 MPa和122 MPa，且伸長率達(dá)到16%[59]。Sn的優(yōu)化添加量為4%[59]。

與Zn一樣，Al易固溶于α-Mg和β-Li兩相產(chǎn)生明顯的強(qiáng)化作用[71]，常用于改善Mg-Li雙相合金的綜合力學(xué)性能，其用量多在3%以內(nèi)；Al和其他元素復(fù)合添加的效果更好。表8給出了Mg-Li-Al雙相合金的力學(xué)性能。表8數(shù)據(jù)顯示，Mg-8Li-1Al-1Ce合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到160 MPa和16%。Mg-8Li-3Al-2Zn合金的抗拉強(qiáng)度能達(dá)到193 MPa[73]；若再添加0.5%的Y，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率分別接近220 MPa和17%；若將Y的添加量增加至1%，合金的屈服強(qiáng)度能提高到160 MPa，伸長率仍高于 12%[73]。而 Sn[74]、Gd[75]、Si[76]等元素主要提高M(jìn)g-Li-Al雙相合金的強(qiáng)度，對塑性的影響較小。Mg-Li-Al-Y雙相合金中容易生成較多的Al2Y等第二相，對性能不利，熱處理可以顯著改善合金的塑性[77]。

合金元素的最優(yōu)添加量與其在合金中的溶解度有一定的關(guān)系。例如，溶解度較小的Si、Ce等元素容易帶來Mg2Si[76]、Al2Ce[78]等化合物第二相，雖然可以提高合金的強(qiáng)度，但會降低塑性；而Nd元素的溶解度相對較大，相應(yīng)的Mg-8Li-1Al-0.5Nd合金塑性也要稍高些[79]。在雙相Mg-Li合金中，Al在α-Mg和β-Li相中都有較大的溶解度[71]，而Y難溶于β-Li相[69]，因此，當(dāng)Al和Y的總含量較高的時候，如Mg-8Li-3Al-1Y合金中[77]，會生成較多的Al-Y二元化合物等第二相，對合金的塑性產(chǎn)生不利影響。

1.2.3 單 β 相 Mg-Li合金

在單β相Mg-Li合金中添加合金元素，也存在晶粒細(xì)化和第二相彌散強(qiáng)化兩種性能影響因素的競爭。如Ag和Sn的優(yōu)化添加量分別為0.5%和5%[59]；Zn生成的第二相較為復(fù)雜，在添加量為2%和4%時都具有較大的塑性[59]；而Al、Cu、Mn、Zr在添加量分別大于1%、0.5%、0.7%、0.2%的時候，會降低單β相Mg-Li合金的塑性[59]；Cd的最優(yōu)添加量是9%[59]。

Al元素對β-Li相有較強(qiáng)的強(qiáng)化作用，加上價廉易得，其在單β相Mg-Li合金的研究與應(yīng)用也較多。比較有名的單β相Mg-Li-Al合金，是美國的LA141（Mg-14Li-1Al）合金[64]和蘇聯(lián)的 MA18（Mg-11Li-2.2Zn-0.75Al-0.25Mn-0.25Ce）合金[65]。LA141合金曾作為商業(yè)合金廣泛應(yīng)用于航天領(lǐng)域[64]。表9列出了LA141鑄態(tài)合金與其他含Al的單β相Mg-Li鑄態(tài)合金的力學(xué)性能。研究表明，添加的稀土元素，容易與單β相Mg-Li-Al合金中的Al形成化合物第二相，強(qiáng)化合金[82-83]，但對合金塑性不利[83]。

表7 含合金元素的鑄態(tài)雙相 Mg-Li合金的拉伸力學(xué)性能Table7 Mechanical properties of as-cast Mg-Li dual-phase alloys

表8 Mg-Li-Al基雙相合金的拉伸力學(xué)性能Table8 Mechanical properties of Mg-Li-Al dual-phase alloys

1.3 Mg-Zn 系合金

Zn主要通過固溶強(qiáng)化和在基面的[0001]方向析出MgZn2相兩種方式提高鎂合金強(qiáng)度，但時效強(qiáng)化能力較弱，高溫性能不好。適量添加鋯（Zr）、稀土（RE）或銅（Cu），可凈化合金并細(xì)化晶粒，提高室溫和高溫下的力學(xué)性能。Zr一般添加0.5%以上，可以增加凝固時的形核核心，細(xì)化合金晶粒。ZK60合金是典型的Mg-Zn-Zr（ZK）系鎂合金，具有良好的室溫綜合性能，擠壓態(tài)伸長率大于17%[85]。

稀土元素在冶金過程中可以凈化熔體、改善微觀結(jié)構(gòu)、提高室溫和高溫力學(xué)性能。鑄態(tài)ZK系合金中添加稀土元素 Y、Nd、Gd、Ce、La等，會形成Mg-Zn-RE三元化合物，并以分離共晶體形式分布于晶界，大大改善合金的鑄造性能。表10給出了部分鑄態(tài)Mg-Zn-RE合金的力學(xué)性能。一般地說，在一定范圍內(nèi)，稀土含量越高，共晶數(shù)量越多。如Mg-4.5Zn-0.3～0.9%La合金在晶界處生成高熔點(diǎn)Mg12La相，La含量增加時晶粒更細(xì)，強(qiáng)度和塑性更高，La含量為0.9%時合金伸長率達(dá)到8.3%[86]。0.8%的Nd即可明顯提高ZK系鎂合金的塑性，并改善強(qiáng)度；Nd為1%時力學(xué)性能最佳，Mg-4.5Zn-1Nd的伸長率達(dá)到11.8%[87]。在Mg-5Zn-0.6Zr合金中添加3%的Gd，在伸長率提高到10.5%的情況下，最大抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到230 MPa和109 MPa[88]；若復(fù)合添加2%的Nd和1%的Y，伸長率可以提高到12%[89]。

表9 單 β 相 Mg-Li合金的拉伸力學(xué)性能Table9 Mechanical properties of as-cast Mg-Li alloys of single β phase

表10 鑄態(tài) Mg-Zn-RE 鎂合金的拉伸力學(xué)性能Table10 Mechanical properties of as-cast Mg-Zn-RE magnesium alloys

Mg-Zn-RE系列鎂合金具有較高的強(qiáng)度，鑄態(tài)伸長率也可以達(dá)到12%，但進(jìn)行塑性加工仍然較困難，也推高了合金的使用成本，只能在航空航天等少數(shù)領(lǐng)域應(yīng)用。稀土元素在Mg-Zn合金中的溶解度和所形成的化合物種類以及分布形態(tài)不同，對鎂合金塑性的影響作用也不同。此外，Mg-Zn-REZr合金還缺乏含稀土元素第二相的資料和數(shù)據(jù)，物相難以標(biāo)定，加工及熱處理工藝對合金性能的提高作用尚不明朗。總的說來，Mg-Zn-RE合金有較大的發(fā)展?jié)摿?，但也有待繼續(xù)研究。

1.4 Mg-RE 合金

鎂合金中的稀土元素（RE）既可固溶，也能形成種類、分布、形態(tài)不同的高熔點(diǎn)金屬間化合物，細(xì)化合金晶粒，提高合金的鑄造性能，提升常溫和高溫力學(xué)性能，還能減小氧化和燒蝕，提高抗腐蝕性和燃點(diǎn)。使用較多的是Y和Gd等重稀土元素、Nd等輕稀土元素，且通常是幾種稀土元素混合添加。

Y元素在鎂中的固溶度可達(dá)12%，有顯著的時效硬化效果。典型的如高強(qiáng)耐熱的Mg-4.0Y-2.25Nd-1.0RE（重）-0.5Zr（WE43）合金，具有優(yōu)良的抗蠕變性能，且穩(wěn)定性好，能在較惡劣的環(huán)境中服役，但其塑性不甚理想，鍛造溫度較高，變形加工性不好，目前主要以鑄件形式在航空航天等尖端領(lǐng)域內(nèi)應(yīng)用。由于Y還能降低鎂晶格的c/a軸比而提高塑性，故含Y鎂合金的潛力較大，有待深入開發(fā)。

Mg-Gd合金中，Gd含量過低時，合金力學(xué)性能不佳，時效硬化特性不明顯；Gd含量過高則合金密度過大、成本過高，且化合物第二相粗大，合金塑性過低。經(jīng)熱處理后Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金鑄件強(qiáng)度可以達(dá)到300 MPa以上，但伸長率一般低于5%。重慶市科學(xué)技術(shù)研究院與重慶大學(xué)聯(lián)合開發(fā)了Mg-Gd-Y-Zn-Zr（VW92E）鎂合金，該合金強(qiáng)度較高，并具有較好的塑性。如表11，經(jīng)T6熱處理后，VW92合金的屈服強(qiáng)度達(dá)到284 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)到357 MPa，伸長率接近10%。同時，該合金還具備優(yōu)良的鑄造性能和極佳的高溫力學(xué)性能以及較好的疲勞性能，其各項(xiàng)性能指標(biāo)均遠(yuǎn)遠(yuǎn)優(yōu)于WE43A鎂合金，可以完全替代WE43A鎂合金。

在鎂合金中，稀土元素對塑性和強(qiáng)度影響機(jī)理的研究沒有得出一致的結(jié)論，有待繼續(xù)研究。此外，含稀土鎂合金的生產(chǎn)成本較高，目前僅限于航空航天等少數(shù)領(lǐng)域應(yīng)用。

表11 VW92 合金在不同狀態(tài)下的室溫拉伸性能Table11 Mechanical properties of VW92 magnesium alloys

2 鑄造工藝的影響

改進(jìn)鑄造工藝（如提高鑄造冷卻速率），是有效的、實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用較多的提高鎂合金性能的方法；電磁攪拌、球化處理、熔體過熱等方法，也在逐步發(fā)展中。

2.1 快冷鑄造

鑄造過程中加大冷卻速率，會使合金液迅速達(dá)到較大的過冷度，縮短晶粒長大的時間，從而抑制晶粒長大，使晶粒細(xì)化，提高合金綜合力學(xué)性能[91]。表12列出了冷卻速率不同的多種鑄造工藝下鎂合金的力學(xué)性能。如擠壓鑄造的AZ31合金在保持較高抗拉強(qiáng)度的情況下，伸長率達(dá)20%以上[90]；金屬型重力鑄造的AZ31-0.8Gd合金的抗拉強(qiáng)度為210 MPa，伸長率可達(dá)18.3%[20]；采用壓鑄工藝獲得的Mg-6Al-1Sm合金，伸長率為16.5%，抗拉強(qiáng)度高達(dá)285 MPa[93]。

表12 快速冷卻鑄造工藝對鎂合金力學(xué)性能的影響Table12 Effects of rapid cooling casting on mechanical properties of magnesium alloys

快速凝固（RSP）工藝的冷卻速率很大，有利于減少成分偏析，顯著細(xì)化晶粒，大幅度提高力學(xué)性能。與常規(guī)鑄造工藝相比，快速凝固可以提高伸長率5%～15%，熱處理后可高達(dá)20%以上?？焖倌虪顟B(tài)下，Mg-5RE-5Al（EA55RS）鎂合金的屈服強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到343 MPa和13%，Mg21Zn23Y合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率達(dá)600 MPa和16%[94-95]，Mg-5Zn-5Nd合金的伸長率高于11%[96]。

2.2 電磁攪拌

熔煉時，對合金熔體施加電磁場，可以對合金產(chǎn)生攪拌效應(yīng)，使合金熔體的流動更加均勻，有利于除去合金中的雜質(zhì)，改善鑄態(tài)合金的晶粒尺寸，提高合金的力學(xué)性能。例如，經(jīng)過電磁攪拌制備的AZ31鎂合金鑄坯，伸長率高達(dá)18.4%，固溶處理后增至23%[97]，但外加電磁場的作用，是基于合金中的元素對電磁場的感應(yīng)，與合金元素的種類、濃度、組合等相關(guān)，因此，不同合金效果差異較大。表13數(shù)據(jù)顯示，外加電磁場對Mg-9Li-5Al-1Zn合金有較為明顯的影響，電磁攪拌80 min時合金鑄錠的塑性最好，達(dá)到27%，但對Mg-8Li-3Al-0.5Ca合金的塑性影響并不明顯。

此外，還可以通過球化處理、熔體過熱方法等來提高鑄造鎂合金的性能。例如，通過對AZ80連鑄板的球化處理，使伸長率提高2倍以上，達(dá)到10%左右[100]；通過改變?nèi)垠w過熱度，使AZ91的鑄態(tài)伸長率達(dá)到了國外AZ91壓鑄態(tài)的水平[101]。

表13 熔煉外加電磁場對 Mg-Li合金力學(xué)性能的影響Table13 Effects of electromagnetic field on mechanical properties of Mg-Li alloys

3 總結(jié)與展望

提高鑄態(tài)鎂合金力學(xué)性能的方法中，合金化方法和改進(jìn)鑄造工藝是最為常用的兩種。合金化方法中添加的合金元素，能加大鑄造過程中的成分過冷，增加形核率和晶粒數(shù)量，并在凝固前沿富集，產(chǎn)生金屬間化合物等第二相，抑制晶粒長大，從而細(xì)化合金晶粒；合金元素與Mg等的結(jié)合，可以減少合金中的Mg17Al12，使第二相彌散分布，這些都可以提高合金的綜合力學(xué)性能，但過多的合金元素帶來的大量第二相顆粒，會割裂合金基體，對合金性能產(chǎn)生不利影響。合金化元素對合金力學(xué)性能的影響，往往是晶粒細(xì)化與生成第二相這兩種機(jī)制共同作用的綜合結(jié)果。熱處理能改變化合物第二相的數(shù)量與分布，從而對合金性能產(chǎn)生一定的影響。在合金化方法中，多種元素復(fù)合添加的方式，合金元素的使用量不多，但對力學(xué)性能的提升效果較好，甚至可以同時提高強(qiáng)度和塑性。在合金元素中，Sn元素對Mg-Al合金的性能有良好的改善作用、稀土元素能提高鎂合金綜合力學(xué)性能與使役性能，但稀土元素對鎂合金性能的影響機(jī)理還有待進(jìn)一步研究，相關(guān)合金有待開發(fā)。

合金化方法多受制于合金化元素的資源和價格，而改進(jìn)鑄造工藝則限制相對較小，有利于在生產(chǎn)中廣泛使用。例如，使用水冷、壓鑄等快速冷卻方法提高鑄造冷卻速率，加大成分過冷，細(xì)化合金晶粒；對熔體外加電磁場，也有一定的晶粒細(xì)化效果，但不少方法目前還處于研究與開發(fā)初期，其作用與規(guī)律有待深入研究。