超高強韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金研究進展

鄭明毅,徐 超,喬曉光,孫婉婷,池元清

(哈爾濱工業大學材料科學與工程學院，黑龍江 哈爾濱 150001)

1 前 言

鎂合金因其密度低、比強度高和比剛度高等優點，在航空航天、交通運輸和電子領域具有廣泛的應用前景[1]。然而，低強度限制了鎂合金的廣泛應用，尤其是在航空航天等高技術領域。因此，研究人員對鎂合金的強度提出了更高要求，通常要求其力學性能與2系和7系超高強鋁合金的力學性能相當。與鋁合金相比，鎂合金的時效強化效果較差，這是導致其強度遠低于鋁合金的一個重要原因[2]。因此，開發屈服強度大于450 MPa，延伸率大于10%的超高強鎂合金，對推廣鎂合金在高技術領域的應用具有重要意義。

稀土(RE)元素因其特殊的核外電子結構而具有獨特的物理和化學性質，已成為鎂合金中最有效和最具發展潛力的合金化元素[3-8]。稀土元素化學性質活潑，可與鎂合金中的氫、氧、硫等元素相互作用;并可將溶液中的鐵、鈷、鎳、銅等有害金屬夾雜物轉化為金屬間化合物，并以該形式除去，最終達到凈化鎂合金熔體的目的。稀土元素是表面活性元素，能降低液態鎂合金的表面張力；同時可與鎂元素形成簡單的共晶體系，且結晶溫度間隔小，因此，添加合適的稀土元素可提高液態鎂合金的流動性，減少其疏松熱裂傾向，并改善其鑄造性能。稀土元素固溶于鎂基體時，三價稀土離子置換二價鎂離子，增強了合金基體的電子云密度，從而使合金基體產生晶格畸變，原子間結合力得到增強；此外，稀土元素原子半徑顯著大于鎂元素原子半徑，稀土元素的加入可使鎂基體產生顯著的固溶強化，減慢鎂原子的擴散速率，從而提高鎂合金的耐熱性能。含重稀土元素的鎂合金可時效析出高熔點納米第二相，使鎂合金產生顯著的時效強化。稀土元素的加入可弱化變形鎂合金的基面織構，使其形成稀土織構，并顯著提高鎂合金的成形性能[7]。因此，稀土合金化可改善鎂合金的熔體質量、鑄造性能、成形性能、強韌性及耐蝕、耐熱、防燃等綜合性能[3, 4]。

以稀土作為主要合金化元素的稀土鎂合金具有優異的性能。鎂與稀土均是我國的優勢資源，因此在我國發展高性能稀土鎂合金具有得天獨厚的優勢。相比于鑄造稀土鎂合金，變形稀土鎂合金具有更高的強度和塑性。采用擠壓、軋制和鍛造等常規塑性變形技術以及等通道角擠壓(ECAP)、高壓扭轉變形(HPT)、累積軋制(ARB)、多向鍛造(MDF)和攪拌摩擦加工(FSP)等新型劇烈塑性變形(SPD)技術可顯著提高稀土鎂合金的力學性能，其中，由于Mg-Gd-Y-Zn-Zr系變形鎂合金可獲得接近高強鋁合金的超高強度和塑性，因此近年來受到廣泛關注。

稀土元素釓(Gd)和釔(Y)在鎂合金中具有最佳的固溶強化和時效強化效果，是超高強稀土鎂合金設計的首選添加元素。在548 ℃時，Gd在鎂基體中的最大平衡固溶度為23.5%(質量分數，下同)，Gd含量為23%的Mg-Gd二元合金過飽和固溶體的硬度值在所有Mg-RE二元合金中最高，具有很好的固溶強化效果[3]。該二元合金中Gd的固溶度隨溫度的降低而迅速下降，200 ℃時，其平衡固溶度急劇下降至3.82%，并產生顯著的時效硬化效應，其時效峰值硬度(HB)可達130以上，為所有二元Mg-RE鎂合金中最高的峰時效硬度值[3]。但Gd元素密度大，且只有在Gd含量大于10%時，Mg-Gd二元合金才能呈現出顯著的時效強化效果[3]，但大量添加Gd元素會導致鎂合金密度顯著增加，使鎂合金的輕量化優勢不能充分發揮出來。Y元素在二元鎂合金中的固溶強化效果最好，具有顯著的時效強化效應[3]，同時Y元素的原子半徑和化學特性與Gd元素相差不大，密度顯著低于Gd元素。

同時添加Gd和Y元素可以降低對方元素在鎂基體中的溶解度，從而使鎂合金析出更多的第二相[3]。Mg-Gd-Y系合金的α-Mg基體棱柱面可時效析出亞穩納米β′相，使該合金產生顯著的時效強化效應[8]。向Mg-Gd-Y系合金中加入Zr元素可有效細化該鎂合金晶粒。向Mg-Gd-Y系合金中添加Zn元素可在該合金中析出長周期堆垛有序(LPSO)結構和/或γ′基面析出相，有利于提高其強韌性；此外，Zn在Mg-Gd-Y系合金中的微合金化還可有效促進該合金的時效析出[4, 5]。因此，Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金中主要的第二相包括Mg3(Gd,Y)相、Mg24(Gd,Y)5相、Mg5Gd相、β′相、14H型LPSO相、γ′相以及含Zr相等。

2009年，日本長岡技術科學大學鐮土重晴教授課題組采用常規的鑄造擠壓和時效處理工藝，開發出時效強化型、含LPSO結構的超高強Mg-10.1Gd-5.7Y-1.6Zn-0.7Zr合金擠壓棒材，該棒材室溫屈服強度可達473 MPa，抗拉強度可達542 MPa，延伸率為8.0%[9]。近年來，國內上海交通大學、中南大學、北京有色金屬研究總院、重慶大學、中國科學院長春應用化學研究所、中國科學院金屬研究所和哈爾濱工業大學等單位在高強韌Mg-Gd-Y系變形鎂合金的合金設計、制備工藝、顯微組織和性能優化等方面開展了深入研究，取得了重要的研究進展。

本文將綜述哈爾濱工業大學等單位近年來在超高強韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的顯微組織設計、強韌化機理，以及批量生產與應用方面的研究進展。

2 超高強韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的力學性能

采用擠壓[9-23]、軋制[23-35]和鍛造[36-38]等常規塑性變形工藝可顯著提高Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的力學性能。表1列舉了部分Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的拉伸力學性能測試數據。由表1可知，Mg-Gd-Y-Zn-Zr系變形鎂合金均表現出較高的強度和塑性，稀土Gd和Y元素含量、Zn元素含量、變形工藝(變形溫度、應變速率和應變量等)、均勻化處理工藝和時效處理工藝均對該合金的力學性能有顯著影響。

Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金在塑性變形過程中發生動態再結晶(DRX)，使該合金晶粒細化，還可誘發第二相動態析出。熱變形Mg-Gd/Y-Zn系合金通常呈晶粒尺寸雙峰分布的顯微組織特征，由具有強纖維織構的未再結晶粗晶粒和具有隨機取向的細小動態再結晶(DRXed)晶粒組成[9, 11]；隨后的T5峰時效處理導致該合金析出高密度的亞穩納米析出相。提高Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的力學性能，一方面需通過塑性變形控制合金的再結晶區比例、晶粒尺寸、織構和第二相動態析出；另一方面需通過熱處理控制析出相的形貌、尺寸、數密度和分布。

Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的強度隨稀土元素含量的增加而增加，當稀土元素含量高于12%時，可獲得屈服強度大于450 MPa的超高強鎂合金。當稀土元素含量一定時，存在最佳的Zn含量[20, 35]，添加適量Zn元素可在該合金中生成LPSO相，使該合金的強度和塑性增加；但Zn含量過高，則會導致該合金中析出大量的LPSO相，消耗了稀土元素，使該合金的時效強化效果顯著弱化、屈服強度降低和延伸率增加[20, 35]。

單級均勻化處理(510 ℃/8 h)及T5峰時效處理后，Mg-9.7Gd-5.8Y-1.6Zn-0.3Zr擠壓合金的室溫抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為549 MPa、485 MPa和8.1%[20]。當采用兩級均勻化處理(510 ℃/8 h+530 ℃/12 h)后，則可使更多的LPSO相溶入該基體合金中，并顯著提高該擠壓合金的T5峰時效強化效果，使其屈服強度提高至516 MPa,抗拉強度為574 MPa，延伸率為4.4%[20]。

均勻化處理后冷卻速率顯著影響擠壓態和時效態Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的顯微組織和性能[16, 17]。均勻化處理后爐冷導致該合金中生成大量層片狀14H LPSO相，促進了該合金的DRX，使得爐冷擠壓(FE)后，該合金具有較高的DRX比例和較弱的基面織構；水冷擠壓(QE)后，該合金的未再結晶區存在大量細小高密度的γ′相。FE合金的未再結晶區存在大量片狀LPSO相，QE合金中γ′相比FE合金中的片狀LPSO相更為細小和高密度，γ′相對合金強度的貢獻大于片狀LPSO相，因此QE合金的強度高于FE合金[16]。T5峰時效處理后，FEA(爐冷+擠壓+T5)和QEA(水冷+擠壓+T5)合金的再結晶區和未再結晶區均析出大量納米β′相，且未再結晶區β′析出相的數密度均稍低于再結晶區；此外，QEA合金中還具有高密度的納米γ′相和較大體積分數的未再結晶區，因此QEA合金的強度高于FEA合金[17]。QEA合金的室溫屈服強度可達462 MPa，抗拉強度可達520 MPa，延伸率可達10.6%；FEA合金的室溫屈服強度為446 MPa，抗拉強度為508 MPa，延伸率為13.1%[17]。研究結果表明，Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金的第二相中，β′相的強化效果最好，γ′相次之，層片LPSO相最差[17]。

擠壓工藝參數(擠壓溫度、擠壓比和擠壓速率)顯著影響Mg-Gd-Y-Zn-Zr稀土鎂合金的顯微組織和力學性能[18]。隨著擠壓溫度升高，Mg-7.5Gd-2.5Y-3.5Zn-0.9Ca-0.4Zr合金的再結晶區比例增加、再結晶晶粒度增加、動態析出第二相減少和織構弱化，導致合金的屈服強度顯著降低和延伸率增加；隨著擠壓比從20降低至10，合金的未再結晶區比例減少且再結晶晶粒細化，導致該合金強度略增；隨著擠壓速率增加，合金的再結晶區比例顯著增加且再結晶晶粒度增加，導致合金屈服強度降低和延伸率增加。超高強韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的變形抗力大，因此為提高其力學性能，通常需采用較低的擠壓溫度和較慢的擠壓速率。

在擠壓出口施加冷卻手段，降低擠壓材的出口溫度，可抑制其DRX晶粒的長大和動態析出相的粗化，從而使擠壓材的力學性能得到有效提升。與擠壓模腔出口常規空冷相比，擠壓模腔出口強制空冷導致Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的再結晶區比例從83%減少至50%，再結晶晶粒從1.9 μm細化至1 μm，同時基面織構得到強化，經T5峰時效處理后合金的室溫屈服強度為466 MPa，抗拉強度為514 MPa，延伸率達14.5%，具有極好的綜合強韌性，是目前報道的具有最佳綜合強韌性的超高強韌鎂合金[19]。

軋制溫度、道次變形量和累積變形量等軋制參數顯著影響Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金板材的力學性能[24-35]。

均勻化處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr板材在400 ℃軋制時，隨著終軋變形量從20%增至60%，該板材再結晶區比例上升、織構強度逐漸降低、屈服強度各向異性逐漸減弱以及塑性顯著提高，但其強度變化不明顯[29]；隨著ARB變形量從60%增至96%，該板材再結晶區比例增加，當ARB變形量達到96%時，該板材幾乎發生了完全的再結晶，獲得了均勻的顯微組織，且基面織構顯著弱化，板材的強度、延伸率及屈服各向異性均隨著ARB變形量的增加而顯著提高[27]。采用90%以上的大累積變形量和50%以上的終軋道次變形量軋制，以及后續時效處理，可獲得含細小彌散強化相的均勻細小顯微組織，制備出超高強Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金板材[24]。

在400 ℃下進行96%累積變形量軋制獲得的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金板材，在200 ℃進行28 h的T5峰時效處理后，該板材的晶粒尺寸呈雙峰分布特征，在其形變晶粒內部析出LPSO相、DRX晶粒內部析出大量的納米β′相，該板材的屈服強度和抗拉強度可分別達到426和517 MPa，延伸率為4.5%[25]。

對擠壓態Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金板材在不同溫度下進行終軋變形，隨著終軋溫度的增加，該板材的再結晶區比例增加。終軋溫度為300 ℃時，該板材主要由含高密度位錯的強基面織構形變晶粒組成；終軋溫度提高到400 ℃時，該板材為完全再結晶組織，基面織構強度降低。300 ℃終軋后，該板材的屈服強度和抗拉強度分別為320和416 MPa，延伸率為5.3%；400 ℃終軋后，該板材的屈服強度和抗拉強度分別降至266和363 MPa，延伸率提高至11.9%，且屈服各向異性得到顯著改善[31]。擠壓態Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金在350 ℃終軋以及在200 ℃經T5峰時效處理后，該板材的平均晶粒尺寸為約為7.8 μm，晶粒內部析出細小片層狀14H LPSO相，棱柱面上析出高密度β′納米析出相，其屈服強度和抗拉強度分別為416和505 MPa，斷裂延伸率為12.8%[34]，并且該板材延伸率顯著高于以均勻化處理的鑄態合金為軋制坯料的板材，同時獲得了高強度和良好塑性，這表明，為同時提高軋制板材的強度和塑性，軋制坯料應選擇擠壓態合金。

鍛造溫度、鍛造變形量和鍛造應變速率等鍛造參數顯著影響Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的力學性能。熱鍛Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的力學性能通常低于其擠壓和軋制合金[36-38]。擠壓態Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的鍛造成形性能顯著優于均勻化處理的鑄態Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金，其可在更低溫度下鍛造，從而獲得更高的強度[38]。擠壓態Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金經380 ℃一次鍛造變形后，其屈服強度和抗拉強度分別達到288和373 MPa，延伸率為24.8%；進一步將其進行T5峰時效處理后，其屈服強度和抗拉強度分別增至358和440 MPa，延伸率為11.5%[38]。采用MDF技術對合金在不同方向進行連續鍛造變形，可累積大塑性變形，并達到細化合金晶粒、改善合金性能的目的。與恒溫MDF相比，降溫MDF可顯著細化合金顯微組織，提高合金力學性能[38]。隨著MDF道次的增加，合金在鍛造過程中析出的Mg5(Gd,Y,Zn)相的數量增加，從而使其基體中的稀土含量顯著降低，導致MDF合金的時效強化效應明顯降低。擠壓態Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金經6道次降溫MDF(420 ℃/1P+380 ℃/3P+340 ℃/2P)和T5峰時效處理后，其屈服強度和抗拉強度分別可達417和434 MPa，延伸率為12.9%[38]。

3 超高強韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr變形鎂合金的多尺度非均質組織強韌化

擠壓出口強制空冷的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr鎂合金在T5峰時效態下的超高強韌性與其多尺度非均質結構相關[19]。圖1為T5峰時效態超高強韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金的顯微組織[19]。如圖1a和1b所示，T5峰時效處理后的超高強韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金呈晶粒尺寸雙峰分布的顯微組織特征，由納米β-Mg5RE顆粒釘扎的DRXed晶粒和具有強基面織構的粗大未再結晶變形晶粒組成，未再結晶粗晶粒和DRXed晶粒沿擠壓方向呈層狀分布，未再結晶區中還存在拉長的塊狀LPSO相。如圖1c～1f所示，該合金在DRXed晶粒和未再結晶變形晶粒中均存在大量高密度的基面γ′納米片狀析出相和棱柱面β′納米析出相。值得注意的是，這些基面γ′納米片狀析出相和棱柱面β′納米析出相可形成近連續的納米網狀結構。

超高強韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓鎂合金的強韌性主要與其由高密度的基面γ′納米片狀析出相和棱柱面β′納米析出相形成的近連續納米網狀結構，以及其由弱織構DRXed區和強基面織構粗大未再結晶變形晶粒組成的層狀結構有關。

平行于棱柱面析出的納米β′相是Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金主要的時效強化相，其可顯著阻礙該合金基面的位錯滑移[9, 17]；該合金擠壓過程中析出的平行基面的納米片狀γ′相可阻礙位錯滑移[39]。這種由β′相和γ′相形成的近連續納米網狀結構，可有效阻礙鎂合金中的位錯滑移，是鎂合金最有效的強化結構之一[2]。鎂合金拉伸變形過程中，納米β′相在基體合金的界面處形成微裂紋，但微裂紋附近的納米片狀γ′相可通過發生扭折變形有效抑制該微裂紋的擴展，從而提高鎂合金的塑性[19]。

由弱織構DRXed區“軟”層和強基面織構粗大未再結晶變形晶粒“硬”層組成的“軟-硬”復合層片微結構對Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金強韌性的提高有重要作用。具有較強纖維織構的粗大未再結晶變形晶粒對該合金起強化作用，而隨機取向的DRXed晶粒改善了該合金的延展性。“軟”層片和“硬”層片的塑性變形不協調，導致幾何必需位錯塞積在“軟-硬”層片界面，使該合金產生非均質結構誘發背應力強化[40, 41]。

圖1 T5峰時效態Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金的顯微組織[19]：(a)垂直擠壓方向的SEM照片，(b)垂直擠壓方向的反極圖,(c)未再結晶變形區的STEM照片,(d)圖1c中C區的原子分辨率照片，(e，f)不同取向的再結晶晶粒中時效析出相的STEM照片Fig.1 Microstructure of the T5 peak-aged Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr extruded alloy[19]: (a) SEM image of the transverse sections, (b) IPF image of the transverse sections, (c) STEM image of the unrecrystallized grains, (d) atomic resolution image of region C marked in Fig.1c, (e, f) STEM images of the DRXed grains with different orientation

數字圖像相關(DIC)分析表明[19]，合金在原位SEM拉伸變形過程中，基滑移斯密特(Schmid)因子高的DRXed晶粒優先發生塑性變形，隨著塑性變形量的增加，應變從細小再結晶區傳遞至粗大未再結晶區，因此合金中具有強基面織構的粗大未再結晶區在拉伸變形過程中承受更高的應力。圖2為T5峰時效態超高強韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金在拉伸變形前后的準原位電子背散射衍射(EBSD)分析得到的反極圖(IPF)和取向波動(KAM)圖[19]。該合金在拉伸變形過程中，DRXed晶粒先發生基面位錯滑移，而未再結晶變形區的主要塑性變形機制為棱柱面位錯滑移。粗大未再結晶晶粒可通過再結晶區和未再結晶區之間的應變傳遞抑制應變局域化，從而改善該合金的塑性。

4 攪拌摩擦加工Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的高應變速率超塑性

FSP是基于攪拌摩擦焊(FSW)技術所發展的一種新型熱加工技術[42-45]，通過攪拌頭的高速旋轉和移動，向材料內部引入摩擦熱并使其產生劇烈的塑性變形，同時，FSP能使材料發生DRX，并達到細化晶粒和第二相、均勻組織的作用，從而提高材料的性能。

圖3為Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金(6 mm厚板)經單程FSP(工具轉速為800 round/min，加工行進速度為100 mm/min)處理后的顯微組織照片[45]。該合金呈現均勻的細晶組織，其晶粒尺寸約為3 μm，細晶晶界主要為大角度晶界，晶粒內部析出長度為50～100 nm的LPSO相。在FSP高溫和劇烈塑性變形的共同作用下，該鑄態合金中的共晶相β-Mg5(Gd,Y)發生溶解，且溶質原子在該鎂基體中分布均勻，致使合金在FSP變形的冷卻過程中，α-Mg晶粒內部析出LPSO相。

圖2 T5峰時效態Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金準原位電子背散射衍射拉伸測試結果(上：反極圖，下：取向波動圖)[19]:(a)拉伸變形前，(b)拉伸應變為～2%，(c)拉伸應變為～6%，(d)拉伸應變為～10%，(e)拉伸應變為～14%Fig.2 Quasi in-situ EBSD analysis of the T5 peak-aged Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr extruded alloy(up: IPFs， down: KAM images)[19]: (a) before tensile test, (b) tensile strain of ～2%, (c) tensile strain of ～6%, (d) tensile strain of ～10% (e) tensile strain of ～14%

圖3 攪拌摩擦加工Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金的顯微組織[45]：(a)光學照片，(b)TEM照片，(c)EBSD IPF照片，(d)晶粒取向差分布圖Fig.3 Microstructure of the Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr alloy after FSP[45]: (a) optical image, (b) TEM image; (c) EBSD IPF image, (d) boundary misorientation distribution

經FSP處理的細晶Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金在較寬溫度范圍內(350～500 ℃)表現出大于800%的高應變率超塑性(HSRSP)。該合金在425 ℃和3×10-2s-1的高應變率下可達到3570%的最大超塑性，獲得極佳的高應變速率超塑性[45]。與大多數超塑性鎂合金相比，經FSP處理的Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金的晶粒尺寸相對較大，但其超塑性值明顯高于目前已報道的鎂合金[46]。該合金優異的超塑性是其熱穩定的微觀結構和良好的變形協調性共同作用的結果。圖4顯示了經FSP處理的Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金在應變速率為3×10-2s-1、不同溫度下拉伸變形至斷裂的拉伸試樣的宏觀照片[45]。該合金拉伸變形試樣表現出超塑性變形特征，并在相當范圍內呈現出均勻塑性變形。

圖4 經攪拌摩擦加工的Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金在應變速率為3×10-2 s-1、不同溫度下拉伸變形至斷裂的拉伸試樣的宏觀照片[45]Fig.4 Tensile specimens image of FSPed Mg-9Gd-4-Y-1.2Zn-0.4Zr alloy pulled to failure at a strain rate of 3×10-2 s-1 at different temperatures[45]

5 納米晶Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的溶質晶界偏聚強化

晶粒細化對鎂合金的強化作用遠大于對鋁合金的強化作用。如前文所述，經常規擠壓變形和T5時效處理的微米級Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金具有超高強韌性，如能將其晶粒進一步細化至納米量級，細晶強化作用可使該合金的強韌性得到進一步提高。

HPT是一種典型的SPD變形工藝，在試樣的高度方向上施加壓力的同時，在其橫截面上施加一扭矩，使材料在軸向壓縮和切向剪切的共同作用下，獲得均勻的納米晶顯微組織。與其它SPD變形工藝相比，HPT可在室溫下使難變形材料產生劇烈塑性變形，并使材料晶粒細化效果得到顯著提升，從而可方便快捷制備塊體納米材料[47]。哈爾濱工業大學采用HPT工藝制備了塊體納米Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金[48-53]。

將均勻化處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金圓片(直徑為10.0 mm,厚度為0.85 mm)在室溫下進行HPT處理，HPT過程中對該合金施加的壓力為6.0 GPa，扭轉轉速為1 round/min，扭轉圈數為10圈[48]，HPT處理后該合金的顯微硬度值約為126 HV。圖5為經HPT處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金在不同溫度下的時效硬化曲線[48]，該合金在120 ℃下時效處理12 h達到約145 HV的峰時效硬度值，其峰時效溫度和達到峰時效所需時間均遠低于常規熱變形微米級Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金[19]。對含納米β′析出相的T6峰時效態Mg-8.2Gd-3.2Y-1.0Zn-0.4Zr合金進行HPT，然后再進行T5峰時效處理(T6+HPT+T5)，合金的硬度值可達156 HV，顯著高于目前已有文獻報道的變形鎂合金的硬度值[49]。

圖5 經高壓扭轉變形處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金在不同溫度下的時效硬化曲線[48]Fig.5 Age-hardening curves of the HPT deformed Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr alloy at different temperatures[48]

經HPT處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的平均晶粒尺寸為約為48 nm，且合金元素分布均勻。圖6a～6c為經HPT處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金在120 ℃時效處理12 h后的TEM照片[48]。從高角環形暗場掃描透射電鏡(HAADF-STEM)照片(圖6d和6e)和元素面掃照片(圖6f～6j)可看出，該峰時效合金中存在顯著的溶質原子晶界偏聚。與常規微米級稀土鎂合金相比，經HPT處理的納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金存在獨特的時效析出行為和時效強化機制。常規微米級Mg-Gd-Y-Zn-Zr稀土鎂合金在峰時效階段的析出相主要為β′亞穩相[19]；而經HPT處理的納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金在峰時效階段，大量溶質原子(Gd，Y，Zn)偏聚于納米晶界，并未觀察到任何析出相，而在過時效階段，該納米晶稀土鎂合金在晶界處析出β穩定相，并未出現β′亞穩相。

圖6 高壓扭轉變形Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金T5峰時效態(120 ℃/12 h)的顯微組織[48]：(a)TEM明場照片以及對應的選區電子衍射花樣；(b)TEM暗場照片；(c)高倍TEM明場照片；(d)高角環形暗場掃描透射電鏡照片；(e)圖6d中A處的原子分辨率高角環形暗場掃描透射電鏡照片和對應的快速傅里葉變換自對準雙重成像技術照片；(f～j)圖6e矩形框內的Mg，Gd，Y，Zn和Zr元素面掃照片Fig.6 Microstructure of the HPT-processed Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr alloy aged at 120 ℃ for 12 h[48]: (a) TEM bright-field image and corresponding SAED pattern; (b) TEM dark-field image; (c) high magnification TEM bright-field image; (d) HAADF-STEM image; (e) atomic-resolution HAADF-STEM image of region A marked in Fig.6d and corresponding Fast Fourier transform image; (f～j) elemental mappings (Mg, Gd, Y, Zn and Zr) of red rectangular region marked in Fig.6e

HPT可向合金中引入非平衡晶界、高密度位錯和空位等缺陷，同時促進溶質擴散；RE和Zn等溶質原子尺寸與Mg原子尺寸差異大，因此Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金晶界溶質偏聚的驅動力大，導致該合金時效過程中大量溶質原子偏聚于晶界。常規微米級Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的時效強化機制為亞穩β′納米析出相強化，而納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的主要時效強化機制為溶質晶界偏聚強化。基于合金中溶質偏聚使位錯運動所需做功增加這一理論，Sun等[48]提出了晶界溶質偏聚強化模型，溶質晶界偏聚為合金提供了～20%的硬度貢獻。納米晶產生的細晶強化、固溶強化、溶質晶界偏聚強化和位錯強化使得峰時效納米晶Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金獲得了極高的硬度值，其中細晶強化和溶質晶界偏聚強化在該合金中引起的強化效果最為顯著[19]，這表明在納米晶稀土鎂合金中，除常規強化機制外，可利用溶質偏聚/團簇進一步提高其強度和塑性，這對超高強韌稀土鎂合金的開發具有重要意義。

6 超高強韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的批量生產與應用

為推廣超高強韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的應用，需開發該合金的大規格鑄錠、擠壓材和鍛件的規模化生產技術。哈爾濱工業大學等單位近年來在超高強韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的批量生產和應用方面取得了較大的研究進展。

6.1 鑄錠的半連續鑄造

哈爾濱工業大學、東北輕合金有限公司和岳陽宇航新材料有限公司進行合作，解決了高稀土含量鎂合金大尺寸半連續鑄錠殘余應力大而導致合金熱裂和冷裂傾向性大的技術難題，開發了具有自主知識產權的超高強韌稀土鎂合金大尺寸鑄錠的半連續鑄造技術[54]。該技術通過優化結晶器設計，控制澆注溫度、冷卻速率和鑄造速率等半連鑄工藝參數，采用半連續鑄造技術，可制備直徑最大為520 mm、長度達4000 mm的無偏析且成分均勻的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金大規格鑄錠。圖7為半連續鑄造設備和不同尺寸的半連鑄Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金大規格鑄錠。

6.2 棒材、板材、型材和管材的擠壓

采用擠壓壓力最高達10 000 t的不同噸位擠壓機，可將大規格半連鑄坯料擠壓成航空航天用棒材、板材、型材和管材。圖8為直徑分別為180和215 mm的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓棒材。圖9為橫截面積為22*11 cm2的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓板材。圖10為Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓T型材和L型材。

圖7 半連續鑄造設備(a),不同尺寸的大規格Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金半連鑄鑄錠(b～d)Fig.7 Semi-continuous casting apparatus (a)， semi-continuous cast Mg-Gd-Y-Zn-Zr billets with different sizes (b～d)

圖8 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓棒材：(a)直徑180 mm，(b)直徑215 mmFig.8 Mg-Gd-Y-Zn-Zr extrusion rods with diameters of 180 mm (a) and 215 mm (b)

圖9 橫截面積為22*11 cm2的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓板材Fig.9 Mg-Gd-Y-Zn-Zr extrusion plates with cross-sectional area of 22*11 cm2

哈爾濱工業大學通過反擠壓成功擠壓了Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金薄壁無縫圓管，采用分流模擠壓成功擠壓了Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金薄壁圓管和薄壁矩形管材，這些管材均可應用于航空航天構件。

圖10 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓型材：(a)T型材，(b)L型材Fig.10 Mg-Gd-Y-Zn-Zr extrusion T (a) and L (b) shaped profiles

6.3 航空航天構件的鍛造

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金具有優良的鍛造成形性能，可用于精密鍛造航空航天構件。圖11為Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金航空鍛件。

圖11 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金航空鍛件Fig.11 Forging component of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy for aerospace application

7 結 語

(1)采用常規熱變形工藝(擠壓、軋制和鍛造)和人工時效處理，通過合金成分和顯微組織控制，可開發出屈服強度大于450 MPa的超高強韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr稀土變形鎂合金。超高強韌鎂合金的超高強韌性與其多尺度非均質組織有關。T5峰時效態的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金由納米β-Mg5RE顆粒釘扎的弱織構DRXed區和具有強基面織構的粗大未再結晶變形晶粒組成的層狀結構以及高密度的基面納米片狀γ′相和棱柱面β′析出相形成的近連續納米網狀結構組成，其拉伸屈服強度為466 MPa，抗拉強度為514 MPa，斷裂延伸率為14.5%。這是目前報道的采用常規熱變形工藝開發的具有最佳綜合超高強韌性的鎂合金。

(2)多尺度非均質結構對提高稀土鎂合金的強韌性有重要作用。由β′相和γ′相形成的近連續納米網狀結構，可有效阻礙鎂合金中的位錯滑移，是時效態Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr變形鎂合金最有效的強化結構之一；這種網狀結構還可有效抑制微裂紋擴展，提高合金的塑性。由弱織構DRXed區“軟”層和強基面織構粗大未再結晶變形晶粒“硬”層組成的“軟-硬”復合層片微結構對Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金強韌性的提高有重要作用。合金中“軟”層片和“硬”層片的塑性變形不協調，導致其幾何必需位錯塞積于“軟-硬”層片界面，產生非均質結構誘發強化；粗大未再結晶晶粒可通過再結晶區和未再結晶區之間的應變傳遞抑制應變局域化，有利于改善合金的塑性。

(3)與常規微米級稀土鎂合金不同，經HPT處理的納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金具有獨特的時效析出行為和時效強化機制。HPT納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr稀土合金在峰時效階段未生成析出相，其時效強化源于溶質原子晶界偏聚。深入研究鎂合金中的偏聚/團簇形成機理及其強化機制，利用晶界偏聚工程，進一步提高鎂合金的強度和塑性，對超高強韌鎂合金的開發具有重要意義。

(4)為開發屈服強度大于600 MPa的低稀土含量低成本Mg-Gd-Y系超高強韌稀土變形鎂合金，應進一步優化主合金元素和微合金元素的成分設計、制備工藝和熱處理工藝，尋找高效的強韌化相、新型強韌化機制和強韌化結構，充分發揮鎂合金的析出強化、細晶強化、晶界偏聚強化、扭折帶強韌化和非均質結構強韌化潛力。

(5)為推廣Mg-Gd-Y系變形鎂合金的應用，需進一步研究該合金的斷裂韌性、疲勞、蠕變、腐蝕等性能，從而提高該合金的綜合性能。

(6)雖然Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金大規格變形材已獲得部分應用，但該合金存在變形抗力大、對變形加工設備要求高、變形工藝窗口較窄以及變形材組織和性能不均勻等問題，導致該合金的性能潛力并未完全發揮出來。為滿足航空航天等高技術領域對Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金大規格復雜變形材的需求，需進一步開發大規格復雜擠壓型材、精密鍛件和軋制板材的生產制造技術，精確控制變形溫度場和應力場，以充分發揮鎂合金的性能潛力。