程仁山，潘虎成，謝東升，李景仁，謝紅波，秦高梧

(東北大學(xué)材料學(xué)院 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽(yáng) 110819)

1 前 言

鎂合金作為最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有密度小、比強(qiáng)度高、導(dǎo)熱性能好和阻尼減震性能優(yōu)良等一系列優(yōu)點(diǎn)，在航天航空、交通運(yùn)輸和移動(dòng)通訊等領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用前景[1-3]。近年來，隨著環(huán)境問題的日益嚴(yán)峻，為了達(dá)到輕量化和節(jié)能減排的目的，汽車和高鐵等行業(yè)對(duì)低密度高性能鎂合金的需求不斷增加[4, 5]。然而，與鋼鐵和鋁合金相比，鎂合金具有較差的室溫成形性以及相對(duì)較低的絕對(duì)強(qiáng)度，導(dǎo)致其在實(shí)際應(yīng)用中仍然面臨一些挑戰(zhàn)[6]。目前，研究者們主要通過合金化、塑性變形和熱處理等方法對(duì)鎂合金的微觀組織進(jìn)行調(diào)控，以期獲得綜合力學(xué)性能優(yōu)異的新型鎂合金，進(jìn)而滿足實(shí)際工況需求。

通常，在鎂合金中添加稀土(rare earth, RE)元素可以顯著提高其力學(xué)性能，特別是高溶質(zhì)含量的RE元素，如釓(Gd)、釹(Nd)和釔(Y)等。前期研究表明，經(jīng)過熱變形(如軋制、擠壓等)獲得的高溶質(zhì)含量稀土鎂合金的強(qiáng)度可以達(dá)到500 MPa以上[7-9]。但是，與Mg-RE系合金相比，非稀土鎂合金具有價(jià)格低廉、資源豐富以及密度更低等優(yōu)點(diǎn)，使其在工業(yè)領(lǐng)域的規(guī)模化應(yīng)用方面更具優(yōu)勢(shì)。因此，非稀土鎂合金的產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用潛力更大,例如，目前開發(fā)的一些新型非稀土鎂合金的強(qiáng)度已達(dá)到400 MPa以上，但此類合金所含的溶質(zhì)元素含量一般較高(質(zhì)量分?jǐn)?shù)>10%)[10-12]。

低合金化的鎂合金，因其具有優(yōu)異的熱加工性能、高的耐腐蝕能力以及低成本(密度)等優(yōu)勢(shì)而引起了國(guó)內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。同時(shí)，較低的合金化元素含量可以避免共晶第二相的形成和析出，從而提高鎂合金的塑性。然而，目前研究人員開發(fā)低合金化鎂合金更側(cè)重于使其具有良好的室溫成形性能，導(dǎo)致其絕對(duì)強(qiáng)度水平普遍較低，因此設(shè)計(jì)并制備出高強(qiáng)度低合金化的鎂合金對(duì)于進(jìn)一步拓寬鎂合金材料的應(yīng)用領(lǐng)域具有重大意義。

眾所周知，晶粒細(xì)化是提高鎂合金力學(xué)性能最有效的方法之一。通過劇烈塑性變形(severe plastic deformation, SPD)技術(shù)可以制備亞微米或納米尺寸的超細(xì)晶粒鎂合金，從而獲得超高強(qiáng)度鎂合金[13]，主要的SPD技術(shù)包括等徑角擠壓(equal channel angular pressing, ECAP)、異步軋制(different speed rolling, DSR)和累積疊軋(accumulative roll bonding, ARB)等。然而，以上制備工藝成本較高且無法實(shí)現(xiàn)規(guī)?；a(chǎn)，因此如何基于傳統(tǒng)制備工藝獲取超細(xì)晶(納米晶)、大尺寸的變形鎂合金材料是未來高強(qiáng)度低合金化鎂合金研發(fā)的關(guān)鍵問題。本文綜述了近年來國(guó)內(nèi)外學(xué)者分別在高強(qiáng)度低合金化Mg-RE、Mg-Al、Mg-Ca和Mg-Zn系合金的研究進(jìn)展，并分析了不同體系高強(qiáng)度低合金化鎂合金的高強(qiáng)高韌化機(jī)理，最后展望了未來高性能鎂合金研究的發(fā)展方向。

2 高強(qiáng)低合金化鎂合金研究進(jìn)展

2.1 Mg-RE系合金

稀土(RE)元素作為一種微合金化元素，具有獨(dú)特的核外電子排布，因此其對(duì)鎂合金強(qiáng)度的提高有著顯著的促進(jìn)作用[14]。常規(guī)Mg-RE系合金的強(qiáng)化機(jī)制主要包括細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化等；Mg-RE-Zn(Ag)等合金體系中出現(xiàn)的高密度的長(zhǎng)周期堆垛有序結(jié)構(gòu)(long-period stacking ordered structure，LPSO)，同樣有助于鎂合金強(qiáng)度的提高[15, 16]。此外，在鎂合金中添加RE元素還可以起到除氫、除氧、改善合金熔體流動(dòng)性和降低合金微孔率等作用[17]，從而提高鎂合金鑄錠的冶金質(zhì)量，使鎂合金的力學(xué)性能(特別是沖擊韌性、抗疲勞損傷等方面)得到提升。因此，人們對(duì)高性能Mg-RE系合金的開發(fā)有著廣泛的興趣。然而，大多數(shù)高性能Mg-RE系合金中所含稀土溶質(zhì)元素的含量往往較高(質(zhì)量分?jǐn)?shù)>10%)，這不僅大大增加了Mg-RE系合金的制造成本(鑄錠成本和加工成本同時(shí)提升)，同時(shí)也削弱了其輕質(zhì)減重的效果，因而開發(fā)高強(qiáng)度低合金化的Mg-RE系合金具有十分重要的工程和科學(xué)意義。

釤(Sm)作為一種輕RE元素，在Mg中的固溶度隨溫度的下降而降低，溫度分別在540和200 ℃時(shí)，Sm在Mg中的固溶度分別為5.7%和0.4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)[18]，同時(shí)，在此過程中Sm和Mg會(huì)形成高熔點(diǎn)的強(qiáng)化相，因此Sm元素的添加對(duì)鎂合金有較好的固溶強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化效果。此外，相比于Gd和Y，Sm的價(jià)格相對(duì)便宜，并且在低溶質(zhì)含量條件下就可以實(shí)現(xiàn)鎂合金的高強(qiáng)化，因此，相比于Mg-Gd和Mg-Y系合金，Mg-Sm系合金的研究?jī)r(jià)值和應(yīng)用潛力更大。Guan等[19]對(duì)Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr合金的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)該合金經(jīng)擠壓后得到了細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒(～0.47 μm)，并且產(chǎn)生了大量的〈c+a〉位錯(cuò)；進(jìn)一步經(jīng)T5時(shí)效處理后，高密度納米尺度盤狀β′相(底心斜方相)和薄片狀β″相(Mg3Sm相)從該基體中均勻彌散析出(圖1)，使得該合金的屈服強(qiáng)度達(dá)到了～416 MPa，同時(shí)延伸率達(dá)到了～5.1%。

圖1 Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr合金[19]：(a)合金析出相的TEM照片和選區(qū)電子衍射花樣,(b)擠壓+T5時(shí)效處理后合金中β′和β″相的放大照片F(xiàn)ig.1 Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr alloy[19]: (a) TEM image and the corresponding SAED pattern of precipitates of the alloy, (b) the magnified image of both β′and β″ phases of the alloy after extruding+T5 aging treatment

Nd元素的添加可以大幅提升鎂合金的室溫和高溫力學(xué)性能[20]。通常，在Mg-Nd系合金中添加少量的Zn和Zr等元素，可以達(dá)到更好的固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化效果，從而提升鎂合金的強(qiáng)度。與此同時(shí)，通過優(yōu)化熱變形工藝(如軋制、擠壓等)，也可以將Mg-Nd系合金的晶粒尺寸細(xì)化至亞微米(甚至納米)尺度，從而進(jìn)一步大幅度提升Mg-Nd系合金的強(qiáng)度。Jiri等[21]通過擠壓工藝制備了一種高強(qiáng)度的Mg-3Nd-0.5Zn合金，其室溫抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)～385 MPa，同時(shí)延伸率為～2.8%，該合金的不足之處在于其延伸率較低。在此基礎(chǔ)上，Yuan等[22]通過二次擠壓工藝制備了Nd元素含量分別為2.1%和2.8%的Mg-Nd-0.2Zn-0.4Zr系列合金，研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Nd元素含量為2.1%且在較低的溫度下擠出時(shí)，該合金中形成了大量細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒以及較強(qiáng)的基面織構(gòu)，同時(shí)有大量Mg12Nd納米相沿晶界析出，其屈服強(qiáng)度為～541 MPa，延伸率為～3.7%。

2.2 Mg-Al系合金

Mg-Al系合金具有易于熔煉、密度較小和價(jià)格便宜等特點(diǎn)，且表現(xiàn)出較好的固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化效果，合金中Al還可以起到改善鎂合金耐蝕性能、降低鎂合金凝固時(shí)的收縮率以及提高熔體流動(dòng)性的效果，因而Mg-Al系合金目前在工業(yè)上有著廣泛的應(yīng)用。

近年來，國(guó)內(nèi)外學(xué)者通過ECAP、DSR和ARB等工藝開發(fā)出了諸多高性能低合金含量的Mg-Al-Zn系合金(AZ31鎂合金為典型代表)。其中，ECAP和DSR工藝可以通過剪切變形達(dá)到細(xì)化晶粒的效果。Chang等[23]通過ECAP工藝制備了Mg-3Al-1Zn合金，其晶粒尺寸達(dá)到了～0.37 μm，同時(shí)其室溫屈服強(qiáng)度為372 MPa、抗拉強(qiáng)度為445 MPa、延伸率為9.7%。Kim等[24]通過優(yōu)化DSR工藝制備了一種晶粒尺寸為～0.6 μm的超高強(qiáng)度Mg-3Al-1Zn合金板材，研究結(jié)果表明，該合金板材室溫屈服強(qiáng)度最高可以達(dá)到～382 MPa，同時(shí)其抗拉強(qiáng)度為401 MPa，這是目前開發(fā)的一種力學(xué)性能較好的AZ31鎂合金板材。ARB工藝通過多次重復(fù)軋制可有效細(xì)化材料組織，從而提高AZ31合金板材的力學(xué)性能。Han等[25]研究了ARB工藝對(duì)Mg-3Al-1Zn合金板材微觀組織和力學(xué)性能的影響，并觀察了該鎂合金織構(gòu)的演變，發(fā)現(xiàn)調(diào)節(jié)織構(gòu)對(duì)鎂合金強(qiáng)度和塑性的改善有著重要的作用，研究結(jié)果表明，該合金的室溫屈服強(qiáng)度為169 MPa、抗拉強(qiáng)度為392 MPa、延伸率為28.8%，即制備了一種中等強(qiáng)度、高延展性的鎂合金板材。然而，上述大塑性變形制備鎂合金的成本較高、工藝復(fù)雜且無法連續(xù)生產(chǎn)，導(dǎo)致無法將該加工工藝推廣至大規(guī)模的工業(yè)化應(yīng)用。基于成分和傳統(tǒng)工藝的優(yōu)化，從而實(shí)現(xiàn)AZ31等典型低合金化Mg-Al-Zn系合金綜合力學(xué)性能的提升仍然面臨著較大的挑戰(zhàn)。

一般情況下，Mg-Al二元合金的力學(xué)性能較差[26]，通過在該二元合金中添加Mn,Zn和Ca等廉價(jià)的合金化元素，可以有效提升其力學(xué)性能。Zeng等[27]開發(fā)了一種超高強(qiáng)度的Mg-3Al-1Zn-0.3Mn合金，研究發(fā)現(xiàn)，在175 ℃下擠出時(shí)，該合金晶粒尺寸可細(xì)化至～0.65 μm，且細(xì)晶強(qiáng)化效果顯著，其室溫屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為～380 MPa、～430 MPa和～13.2%。此外，在Mg-Al合金中添加Ca元素可以形成具有高熱穩(wěn)定性的Al2Ca、Mg2Ca和(Mg, Al)2Ca等第二相，這些第二相可以起到釘扎晶界的作用[28]。Zeng等[29]研究了不同Ca元素含量(分別為0.5%和1%)對(duì)Mg-3Al-1Zn-0.3Mn合金微觀組織和力學(xué)性能的影響(圖2)，研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Ca元素含量為0.5%、擠壓溫度為250 ℃時(shí), 該合金的平均晶粒尺寸為～2.6 μm，屈服強(qiáng)度為～380 MPa，延伸率為～5.1%;當(dāng)Ca元素含量為1%、擠壓溫度為250 ℃時(shí)，該合金的晶粒得到了進(jìn)一步細(xì)化，其平均晶粒尺寸為～1.6 μm，屈服強(qiáng)度提高至～413 MPa，延伸率為～7.5%。通過分析可知，高密度的小角度晶界與位錯(cuò)對(duì)合金強(qiáng)度的提高可起到關(guān)鍵作用；此外，Ca會(huì)沿著小角度晶界偏聚于位錯(cuò)墻，使小角度晶界的熱穩(wěn)定性得到提升，從而有利于實(shí)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化，最終使AZ31系合金表現(xiàn)出高的強(qiáng)度水平(>400 MPa)。

圖2 合金的透射式電子背散射衍射照片和晶粒尺寸分布柱狀圖[29]：(a，e)AZ31，(b，f)Mg-3Al-1Zn-1Ca-0.3Mn，(c，g)Mg-3Al-1.5Zn-0.5Ca-0.3Mn，(d，h)Mg-3Al-1Ca-0.3MnFig.2 TKD-orientation maps and histograms showing grain size distribution of the alloys[29]: (a, e) AZ31, (b, f) Mg-3Al-1Zn-1Ca-0.3Mn, (c, g) Mg-3Al-1.5Zn-0.5Ca-0.3Mn, (d, h) Mg-3Al-1Ca-0.3Mn

盡管目前已經(jīng)開發(fā)出了多種高強(qiáng)度低合金化Mg-Al-Zn系合金板材，但其在室溫下的成形能力一般較差[30]，嚴(yán)重限制了該合金系板材的實(shí)際應(yīng)用。鑒于此，國(guó)內(nèi)外學(xué)者基于Mg-Al-Zn系合金進(jìn)行了多元微合金化設(shè)計(jì)與工藝優(yōu)化，并取得了一定進(jìn)展。Hono等[31]采用雙輥鑄軋工藝開發(fā)了一種新型Mg-1.3Al-0.8Zn-0.7Mn-0.5Ca合金板材(可實(shí)現(xiàn)亞快速凝固)，研究結(jié)果表明，該合金板材擁有良好的室溫成形性，其杯突值(index erichsen, IE)為7.8 mm，室溫屈服強(qiáng)度為～238 MPa。Trang等[32]也設(shè)計(jì)了一種室溫下具有良好成形性的Mg-3Al-1Zn-1Mn-0.5Ca合金板材，該合金板材IE為8 mm，室溫屈服強(qiáng)度為～219 MPa。

2.3 Mg-Ca系合金

Mg-Ca系合金具有成本低、密度低和生物相容性優(yōu)良等優(yōu)點(diǎn)，在工業(yè)和生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用前景[33, 34]。Mg-Ca二元合金的共晶溫度為510 ℃，Ca在Mg中的最大溶解度為～1.2%。此外，Ca元素原子半徑(0.174 nm)明顯大于Mg元素原子半徑(0.136 nm)，且與典型的RE元素原子半徑接近(Gd：0.180 nm，Y：0.162 nm，Nd：0.182 nm)，因此，Ca元素表現(xiàn)出類似于RE元素的強(qiáng)化效應(yīng)和阻燃效果，目前性能優(yōu)異的阻燃鎂合金就是基于含Ca元素的合金體系進(jìn)行設(shè)計(jì)的。同時(shí)，添加Ca元素可以降低鎂合金中非基面滑移的層錯(cuò)能，并減小其〈a〉位錯(cuò)交滑移到非基面的能壘，增強(qiáng)其變形前期的非基面〈a〉位錯(cuò)滑移和其變形后期的〈c+a〉位錯(cuò)滑移，進(jìn)而提升鎂合金的塑性[35]。此外，Ca元素會(huì)在晶界處大量偏聚，并析出高密度Mg2Ca納米顆粒，該納米顆粒對(duì)鎂合金的晶界有強(qiáng)烈的釘扎作用，使得Mg-Ca系合金的強(qiáng)度最終可接近于Mg-RE系合金。

目前，基于熱力學(xué)計(jì)算和Mg-Ca二元合金相圖(圖3)，可以獲得Mg2Ca相的分布溫區(qū)，進(jìn)一步通過調(diào)控?zé)崽幚砉に嚭蛿D壓參數(shù)(溫度、速度)，獲得高強(qiáng)度的Mg-Ca二元合金。Naoko等[36]研究了擠壓溫度對(duì)Mg-Ca二元合金(Ca原子百分?jǐn)?shù)為0.3%)微觀組織和力學(xué)性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)，該合金在250 ℃下擠出時(shí)，平均晶粒尺寸可達(dá)到～0.5 μm，同時(shí)室溫屈服強(qiáng)度為～363 MPa。Pan等[37]通過反向擠壓工藝開發(fā)了一種高強(qiáng)度Mg-Ca二元合金(Ca含量為1%)，其室溫屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到了～310 MPa和～330 MPa。近期，基于合金成分與加工工藝優(yōu)化，Pan等[38]進(jìn)一步開發(fā)出了一種超高強(qiáng)度Mg-Ca二元合金(Ca含量為1%)，該擠壓態(tài)合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒進(jìn)一步細(xì)化至0.2～0.5 μm，且該鎂基體中存在有強(qiáng)基面織構(gòu)取向的亞晶晶粒組織，從而使該合金的室溫屈服強(qiáng)度提升至～377 MPa，同時(shí)抗拉強(qiáng)度也達(dá)到了～392 MPa。為了進(jìn)一步闡明超細(xì)晶粒的形成機(jī)理，對(duì)該合金進(jìn)行了TEM分析，發(fā)現(xiàn)鎂合金中Ca元素的添加可促進(jìn)鎂基體的非基面滑移，同時(shí)在擠壓過程中，Ca元素會(huì)在晶界處發(fā)生動(dòng)態(tài)偏聚從而阻礙再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大(圖4a)；此外，擠壓過程中還有大量球狀Mg2Ca納米相的析出(圖4b～4f)，該納米相可抑制亞晶晶粒多邊化的進(jìn)程，并最終促進(jìn)亞微米尺度晶粒的形成。細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒以及彌散析出的納米Mg2Ca相共同促進(jìn)了該合金強(qiáng)度的提升。

圖3 Mg-Ca二元合金相圖Fig.3 Phase diagram of Mg-Ca binary alloy

圖4 Mg-Ca二元合金的TEM照片[38]：(a)未再結(jié)晶區(qū)組織照片，(b)再結(jié)晶晶粒組織照片，(c)Mg2Ca納米相的動(dòng)態(tài)析出照片,(d)g=10-10光線條件下，未動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的共存照片，(e)g=0 0 0 1光線條件下，未動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的共存照片,(f)Mg2Ca的Z襯度照片F(xiàn)ig.4 TEM images of the Mg-Ca binary alloy [38]: (a)image of recrystallization region, (b)image of non-recrystallization region, (c) dynamically precipitating image of Mg2Ca nano-phases, (d) co-existence grains of unDRXed region and DRXed region in the beam condition of g=10-10, (e) co-existence grains of unDRXed region and DRXed region in the beam condition of g=0 0 0 1, (f) the Z-contrast image of Mg2Ca phases

Mg-Sn-Ca合金由于具備顯著的晶粒細(xì)化以及可形成高熔點(diǎn)第二相等特點(diǎn)，因此作為具有發(fā)展?jié)摿Φ母邚?qiáng)耐熱鎂合金引起了人們的關(guān)注。Chai等[39]研究了較寬Ca元素含量范圍對(duì)Mg-1.0Sn-0.5Zn合金微觀組織及力學(xué)性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，Ca元素的添加能夠改善Mg-1.0Sn-0.5Zn合金的晶粒結(jié)構(gòu)，從而提升該合金的抗拉強(qiáng)度；當(dāng)Ca元素含量為1%時(shí)，該合金室溫抗拉強(qiáng)度可達(dá)到～310.9 MPa，延伸率約為23.6%。

在此基礎(chǔ)上，基于Mg-2Sn-xCa合金的相圖(圖5)，近期，Pan等[40]在Mg-2Sn中添加了1%的Ca元素，開發(fā)了一種高強(qiáng)度Mg-2Sn-1Ca合金。研究發(fā)現(xiàn)，Mg-2Sn-1Ca合金在260 ℃下擠出時(shí)，其晶粒尺寸可細(xì)化至～0.8 μm，并形成高密度的位錯(cuò)、亞晶界和Mg2Ca納米沉淀析出相，該合金室溫屈服強(qiáng)度為～269 MPa，抗拉強(qiáng)度為～305 MPa，延伸率為～6%。在Mg-2Sn合金的基礎(chǔ)上，Pan等[41]進(jìn)一步設(shè)計(jì)了Mg-2Sn-2Ca合金，并探究其微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，研究發(fā)現(xiàn)，該合金在220 ℃擠出時(shí)，其室溫屈服強(qiáng)度為～443 MPa，抗拉強(qiáng)度為～460 MPa，比較可知，該合金強(qiáng)度為非稀土類變形鎂合金的最高強(qiáng)度，即實(shí)現(xiàn)了低成本、高強(qiáng)度低合金化鎂合金的制備。

圖5 Mg-2Sn-xCa合金相圖Fig.5 Phase diagram of Mg-2Sn-xCa alloy

鑒于Mn元素同樣具有改善合金力學(xué)性能的作用，Zhang等[42]近期開發(fā)了一種新型超高強(qiáng)度與中等塑性的Mg-2.0Sn-1.95Ca-0.5Mn合金，研究發(fā)現(xiàn)，Mn元素的添加增加了該合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程的形核率，有利于該合金晶粒的細(xì)化；同時(shí)提高了該合金孿晶的熱穩(wěn)定性，導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒直接在孿晶處形核，使得該擠壓態(tài)合金的織構(gòu)得到了顯著弱化，有利于其塑性的提高；此外，Mn顆粒本身作為強(qiáng)化相也可促進(jìn)該合金強(qiáng)度的提升。因此，該擠壓態(tài)合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到了～450 MPa、～462 MPa和～5%。

此外，Mg-Ca-Zn系合金由于具有成本低、力學(xué)性能優(yōu)異等特點(diǎn)而受到廣泛關(guān)注[43, 44]。圖6為Mg-0.5Ca-xZn合金的相圖，通過該相圖可以制定出鎂合金中合理的Zn元素添加量和熱處理工藝。Zhang等[45]通過對(duì)Mg-0.5Ca-1Zn合金在不同溫度下進(jìn)行擠壓，發(fā)現(xiàn)在310 ℃擠壓時(shí)，該合金的位錯(cuò)密度最高，此時(shí)晶粒尺寸為0.5～0.6 μm，抗拉強(qiáng)度為～300 MPa。Kang等[46]通過向Mg-2Zn合金中添加不同含量的Ca元素，研究發(fā)現(xiàn)隨著Ca元素含量的增加，該合金的強(qiáng)度逐漸提高，但其延伸率反而逐漸下降。這是由于隨著Ca元素含量的增加，該合金晶粒逐漸細(xì)化，從而使其強(qiáng)度得到提高，但是Ca元素的添加使得該擠壓態(tài)合金中仍有少量未再結(jié)晶區(qū)域存在，因而降低了其塑性。Li等[47]研究了不同擠出速度(0.01，0.05，0.1和0.5 mm/s)對(duì)Mg-0.5Ca-4Zn合金微觀組織和力學(xué)性能的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果發(fā)現(xiàn)，該合金的強(qiáng)度隨著擠出速度的降低而逐漸升高，當(dāng)擠出速度為0.5 mm/s時(shí)，晶粒尺寸為1.75 μm，此時(shí)該合金的室溫抗拉強(qiáng)度最低，為～337 MPa；當(dāng)擠出速度降低到0.01 mm/s時(shí)，晶粒尺寸為0.98 μm，此時(shí)，合金的室溫抗拉強(qiáng)度最高，為～371 MPa。該合金的高強(qiáng)度是晶粒細(xì)化、動(dòng)態(tài)沉淀析出和織構(gòu)強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。

圖6 Mg-0.5Ca-xZn合金相圖Fig.6 Phase diagram of Mg-0.5Ca-xZn alloy

2.4 Mg-Zn系合金

Zn是鎂合金中一種重要的合金元素，鎂合金中添加的Zn元素在后續(xù)的時(shí)效過程中會(huì)以β′強(qiáng)化相的形式析出，可起到析出強(qiáng)化的效果，從而有利于合金強(qiáng)度的提高。然而，為實(shí)現(xiàn)低合金化的設(shè)計(jì)(Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于4%)，Mg-Zn系合金的析出強(qiáng)化效果往往得不到充分體現(xiàn)；并且相對(duì)于Mg-Ca系合金，Mg-Zn系合金的晶粒細(xì)化效果也不夠顯著，因此低合金化Mg-Zn系合金的力學(xué)性能往往較差，需要進(jìn)一步添加Mn和Ca等元素來改善其微觀組織與力學(xué)性能。

Mn元素添加量較低時(shí)，可以起到去除合金中Fe雜質(zhì)的作用；Mn元素含量較高時(shí)，可以析出Mn單質(zhì)或含Mn的強(qiáng)化相(如AlMn相等)，從而起到析出強(qiáng)化的效果，改善合金的力學(xué)性能[48, 49]。例如，Pan等[50]研究了不同Mn元素含量(分別為1%和2%)對(duì)Mg-2Zn-0.3Sr合金微觀組織與力學(xué)性的影響，研究結(jié)果表明：Mn元素含量為2%時(shí)，該合金可獲得最優(yōu)的力學(xué)性能，其室溫抗拉強(qiáng)度為～333 MPa，延伸率為～17%。該合金的高強(qiáng)度是細(xì)晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和析出強(qiáng)化等共同作用的結(jié)果。She等[51]向Mg-2Zn合金中添加Mn元素，研究發(fā)現(xiàn)，Mn元素含量為2%時(shí)，該合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒從20 μm顯著細(xì)化到了2 μm，并且大量細(xì)小的Mn單質(zhì)析出相有效阻礙了擠壓過程中新生晶粒的長(zhǎng)大，使得該合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了～315 MPa，延伸率也高達(dá)～24%。

此外，結(jié)合Ca和Mn的優(yōu)勢(shì)，Jiang等[52]開發(fā)了一種新型低合金化Mg-0.21Zn-0.3Ca-0.14Mn合金(溶質(zhì)含量小于1%)，實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)擠壓溫度為300 ℃時(shí)，該合金得到了細(xì)小動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒(～2.3 μm)和粗大未動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒并存的雙峰組織，其屈服強(qiáng)度為～307 MPa，延伸率為～20.6%；同時(shí)，該合金在擠壓過程中析出的細(xì)小球狀Mg2Ca和α-Mn相，對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大有阻礙作用，并對(duì)最終雙峰組織的形成起到了關(guān)鍵的促進(jìn)作用，如圖7所示。

總結(jié)近年來國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)高強(qiáng)度低合金化鎂合金的研究成果(圖8)，可以看出，Mg-RE[19, 21, 22, 53]、Mg-Al[23, 24, 27, 29, 54]和Mg-Ca[35-37, 40, 41, 44-46]系合金的屈服強(qiáng)度相對(duì)較高，其中Mg-RE系合金屈服強(qiáng)度可超過500 MPa，合金含量也可保持在4%左右；而Mg-Ca系合金在合金含量低于1%的條件下，其屈服強(qiáng)度就可達(dá)到350 MPa；此外，Mg-Zn[49-51]系合金的成分含量跨度較大，幾乎覆蓋低合金化的所有成分含量區(qū)間，但其屈服強(qiáng)度相對(duì)較低，僅在300 MPa左右。

圖7 300 ℃下擠壓的Mg-0.21Zn-0.3Ca-0.14Mn合金[52]：(a)TEM照片,(b)圖7a中矩形區(qū)域的高角環(huán)形暗場(chǎng)像照片,(c)SEM照片,(d～g)圖7c的EDX元素面掃照片,(h)[11-20]Mg光線方向含Ca球形析出相的選區(qū)電子衍射花樣Fig.7 Mg-0.21Zn-0.3Ca-0.14Mn alloy extruded at 300 ℃[52]: (a) TEM image, (b) high-angle annular dark-field image of rectangular region in Fig.7a, (c) SEM image; (d～g) corresponding EDX elemental mappings of selacted area in Fig.7c, (h) corresponding selected area electron diffraction pattern of the Ca contained spherical precipitate taken from the beam direction of [11-20]Mg

圖8 不同低合金化鎂合金體系屈服強(qiáng)度與合金含量關(guān)系圖：(a)Mg-RE[19, 21, 22, 53]，(b)Mg-Al[23, 24, 27, 29, 54]，(c)Mg-Ca[35-37, 40, 41, 44-46]，(d)Mg-Zn[49-51],(e)圖8a～8d合金系匯總圖Fig.8 The relationship diagrams between yield strength and alloy content of different low-alloyed magnesium alloy systems: (a) Mg-RE[19, 21, 22, 53], (b) Mg-Al[23, 24, 27, 29, 54], (c) Mg-Ca[35-37, 40, 41, 44-46], (d) Mg-Zn[49-51], (e) summary diagram of the alloy systems in Fig.8a～8d

3 結(jié) 語

近年來，鎂合金產(chǎn)品的類型逐漸多樣化、應(yīng)用領(lǐng)域日益廣泛，特別是在交通運(yùn)輸、航空和航天等領(lǐng)域，人們對(duì)于低成本、高性能鎂合金的需求也日益迫切，高強(qiáng)度低合金化鎂合金的成功制備將大幅拓寬鎂合金的應(yīng)用范圍。然而，低合金化鎂合金的強(qiáng)度和塑性難以兼?zhèn)?，目前開發(fā)的高強(qiáng)度低合金化鎂合金的延伸率和成形性一般較差，特別是一些超高強(qiáng)度的鎂合金。因而，開發(fā)和設(shè)計(jì)出高強(qiáng)度、高延展性和高成形性兼?zhèn)涞牡秃辖鸹⒏咝阅苕V合金具有重要意義，并且已成為未來鎂合金發(fā)展的一個(gè)重要方向。未來鎂合金的發(fā)展可圍繞以下幾個(gè)方面進(jìn)行：① 結(jié)合各體系鎂合金的特點(diǎn)，探究與設(shè)計(jì)新型的多組元、低(微)合金化鎂合金；② 探究適合低合金化鎂合金成型的加工方法和實(shí)現(xiàn)高性能化鎂合金的工藝設(shè)計(jì)與優(yōu)化方法；③ 闡明低合金化鎂合金實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)高韌力學(xué)性能的微觀機(jī)制，并探索全新的高強(qiáng)韌鎂合金的設(shè)計(jì)理念。