高塑性镁合金设计及微观组织调控策略

近些年，镁合金作为最轻的结构金属材料，在航空航天、汽车、电子通讯等领域具有显著的轻量化潜力，应用前景十分广阔，受到广泛关注。然而，镁合金为密排六方结构，可开启的滑移系有限，导致室温塑性低、成形性差。近年来，大量研究工作基于合金化和先进加工方法，通过细化晶粒、弱化基面织构、促进非基面滑移开启、减轻或消除各向异性等策略，显著提升了镁合金的塑性。大量研究结果表明合理的选择合金化元素可调控第二相的种类和含量，采用合适的热机械加工可有效调控第二相的尺寸和分布，为高强塑性镁合金的可控制备奠定了基础。

最近，吉林大学王慧远教授课题组查敏教授和贾海龙副教授等人从合金设计思路和先进加工工艺角度，综述了高塑性镁合金材料当前研究进展和未来发展方向。回顾了合金化（稀土/非稀土添加）及先进加工工艺（衬板轧制、等径角挤压、非对称热机械加工等）对镁合金塑性变形行为的影响机制。

合金化是提升镁合金塑性的有效方法，起到细化晶粒、弱化强基面织构、强化基面滑移、开启非基面滑移、诱导孪生的作用。大量研究表明通过添加稀土元素（RE），如Y、Nd、Ce、Gd和Ab等，能够有效地弱化织构，提升室温塑性。如图1所示，Mg-0.2Ce合金延伸率高达~38%，Mg-1.6Zn-0.5Gd合金延伸率达到~30%。基于滑移基线分析，Gd和Y元素的加入有助于开启非基面滑移，起到协调晶粒c轴应变的作用，满足Von Mises原则，即满足开启塑性变形的基本条件：存在至少五个独立的滑移系。透射（TEM）分析进一步表明，Gd和Y元素有助于促进非基面滑移，使晶粒发生旋转并取向随机，起到弱化基面织构的作用。基于多晶弹塑性模型，Mg-1Y合金中非基面滑移的开启将影响织构演变，形成沿RD方向倾斜的双峰织构。

根据密度泛函理论（DFT），大部分非稀土元素，如Al、Zn或Ag，有助于提升Ⅰ型锥面和Ⅱ型锥面间交滑移激活能垒，阻碍交滑移开启，通常会对塑性产生不利影响。然而，Mg-3Al-1Zn（AZ31）合金的塑性通常高于纯镁，归因于纯镁存在明显的剪切带和大量二次孪晶，导致塑性变形不稳定，易产生应力集中。近期，Ahmad等人使用DFT理论预测了含有大量新型合金元素（如K、Sr和Li）的三元和四元非稀土Li-Al、Li-Zn基合金的塑性变形能力。通过引入塑性因子χ，对交滑移阻力加以表达，量化合金元素提升塑性的效果。当塑性因子χ= 1时，交滑移速率高于PB转变速率10倍，足以显著提升塑性；当塑性因子χ< 0时，将对塑性产生不利影响。此研究可进一步预测含有Sr、Mn、K、Sn、Ca和Zr元素的多元镁合金的塑性变形行为。通过对比Mg-Al-Zn-Ca-Mn、Mg-Zn-Sr及Mg-Mn-Sr合金实验结果，证实了理论的准确性。

Ca可起到与稀土元素相近的作用，降低c/a比值、弱化织构、细化晶粒、促进非基面滑移开启。通过高速挤压（24 m/min），Mg-1Al-0.3Ca-0.5Mn合金不仅可保持较高的屈服强度（~287 MPa），还具有~20%的高延伸率。基于基面-柱面位错交滑移不但可以加速峰时效，还可以显著提升塑性。Mn的加入可降低柱面滑移CRSS，对塑性提升产生有利作用，Mg-1Mn合金具有~39%的高延伸率。Li的加入同样可提升镁合金塑性，促使基轴由基面取向旋转至横向（TD）。随Li含量由5%升高至11%，Mg–xLi–3Al–1Sn–0.4Mn合金延伸率由~16%提升至~35%，归因于晶格类型由密排六方转变为体心立方且基面织构有所弱化。综上所述，多元合金化设计将为新型高塑性镁合金的发展开辟新道路。

图1 稀土和非稀土镁合金抗拉强度与延伸率对比图，包含Mg-Y、Mg-Nd、Mg-Ce、Mg-Gd、Mg-Tb、Mg-Ho、Mg-Er、Mg-Al-Zn、Mg-Al-Mn、Mg-Li-Zn和Mg-Zn-Ca体系合金

近些年，超细晶材料由于超高强度受到广泛关注。然而，较差的塑性阻碍了其应用和发展。近期，研究发现混晶组织的引入可实现优异的强塑性结合。合金成分和含量显著影响混晶组织形成及演化过程。混晶组织的形成主要是由于不完全动态再结晶所致。对于高合金含量镁合金（如AZ91），易形成大量的第二相，这些第二相将对再结晶行为产生双重影响，即促进或阻碍再结晶。大尺寸第二相颗粒将通过颗粒诱导再结晶（PSN）机制促进再结晶；同时，沿晶界分布的亚微米级第二相产生钉扎作用，抑制再结晶行为，从而形成混晶组织。

为揭示混晶组织中Al2Y和Mg17Al12相对再结晶（DRX）行为的影响机制，图2给出了衬板轧制（HPR）后AZ91-1Y合金的EBSD图及EDS能谱分析。从图2（a）中可以看出该区域包含细小DRX晶粒和粗大晶粒，图中黑色未识别区域为Al2Y颗粒。在变形过程中，在Al2Y相附近优先积累应变，为DRX晶粒形核提供充足的驱动力，诱发PSN机制。DRX晶粒优先在第二相周围形核，晶界取向差角度在~20°-50°之间，其晶界取向差角度明显高于远离Al2Y相的区域。区域ii为完全再结晶组织。因此，通过添加Y元素形成的Al2Y相可以促进DRX晶粒形核，进而提高细晶体积分数，达到调控混晶组织的目的。

为了便于比较，图3和图4分别给出了高合金含量和低合金含量混晶结构镁合金与均匀晶粒结构镁合金的性能对比图。值得关注的是，混晶结构AZ91合金在保持高抗拉强度（~371 MPa）的基础上，均匀延伸率显著提升至~23%。因而，引入混晶组织可实现镁合金强度和塑性的同时提升。

图2 （a）区域 ⅰ为混晶结构AZ91-1Y合金大尺寸Al2Y相触发PSN机制EBSD图，区域ⅱ为完全再结晶区（b）区域ⅰ放大SEM图及EDS能谱分析（c）Al2Y相周围晶界取向分析

图3 异构/混晶结构与均匀晶粒结构高合金含量镁合金力学性能对比图

图4 异构/混晶结构与均匀晶粒结构低合金含量镁合金力学性能对比图

单道次高应变量轧制方法可实现非均匀变形，制备异构结构镁合金。然而，沿轧制方向的大剪切应力通常会导致材料发生开裂。为解决上述问题，吉林大学王慧远教授团队提出新型单道次大压下量衬板轧制工艺，如图5所示。与常规轧制不同的是，衬板轧制可将沿轧制方向的切应力部分转变为垂直于样品的压应力，有效抑制轧制裂纹的形成。基于衬板轧制，吉林大学王慧远教授团队进一步提出了新型非对称波浪轧制工艺。波浪轧制后，Mg-6Al-3Sn合金无边缘裂纹，延伸率高达~23%，主要归因于弱基面织构的形成。

新型衬板轧制工艺不仅可保证镁合金轧制薄板的成形性，还能够协同提升材料的强度和塑性。衬板轧制后，Mg-8Al-2Sn-1Zn（ATZ821）合金兼具高抗拉强度（~362 MPa）和高延伸率（~17%），归因于混晶组织的形成。在塑性变形阶段，弱织构细晶/超细晶和强织构粗晶分别通过基面和非基面滑移主导变形，其协同作用可提高合金加工硬化能力，实现强塑性同时提高。此外，在300 ℃下拉伸，衬板轧制AZ91合金具有~580%的超塑性，主要是由于在拉伸过程中粗晶发生连续再结晶，伴随细晶发生晶界滑动。上述工作为设计新型异构结构超塑性镁合金提供了借鉴。

合金元素种类及含量将显著影响混晶组织形成。例如，高含量Al原子可有效阻碍位错移动，抑制晶粒碎化，从而实现非均匀变形，促进异构组织的形成。相反，减少Al含量或亚微米级第二相有助于均匀晶粒组织形成。相比Mg-9Al-1Zn合金，由于Mg-3Al-1Zn、Mg-6Al-1Zn、Mg-6Zn-0.2Ca和Mg-7Al-5Zn合金中第二相较少，衬板轧制后合金呈均匀晶粒组织。此外，衬板轧制参数（如变形温度、有效应变等）同样会对混晶组织形成产生影响，主要归因于再结晶程度和再结晶晶粒尺寸的不同。就AZ91合金而言，其混晶组织形成温度区间较窄（~350 ℃），降低轧制温度将形成富含位错亚结构的未再结晶组织；相反，升高轧制温度将导致晶粒迅速长大，形成均匀再结晶组织。

图5（a）衬板轧制（b）波浪轧制示意图

等径角挤压（ECAP）是获得高性能超细晶材料的有效方法之一。值得关注的是，ECAP方法可使镁基体晶粒细化至亚微米级甚至纳米级，实现优异的强塑性结合，图6总结了ECAP方法制备的高强塑镁合金的力学性能。ECAP对塑性提升的有利作用可归纳为：促进基面滑移、提升加工硬化能力、促进非基面滑移开启等；其独有的剪切变形模式能够弱化强基面织构、减轻各向异性，实现强塑性同时提升。ECAP通过多道次重复挤压诱导产生高应变，从而提升应变量。随道次增多，AZ91合金塑性得到了提升（延伸率由~10%提升至~18%）。AZ31和AZ80合金也观察到相近的现象。塑性的提升主要归因于晶粒细化、第二相优化（尺寸、形貌、分布）和弱基面织构。

常规挤压通常易形成强基面织构，导致镁合金室温成形性和塑性较差。为了解决上述问题，重庆大学蒋斌教授提出新型非对称复合挤压。该工艺可引入大剪切应变和弱基面织构，显著提升材料塑性。由于在复合挤压过程中存在较大的有效应变梯度，（0002）基轴易向剪切变形方向倾斜；同时，相比常规挤压，复合挤压可显著弱化基面织构，促使再结晶晶粒c轴向挤压方向倾斜。非对称复合挤压后，AZ31合金样品具有~31%的高延伸率。差速轧制（DSR）是另一种非对称热机械加工工艺（ATMP），通过控制上下辊轮的转速，产生大剪切变形，使织构基轴发生偏转，从而提升合金塑性和成形性；同时，大剪切变形还可显著细化晶粒，提升材料强度。为了便于比较，图6归纳了非对称热机械加工工艺制备的高强塑镁合金的力学性能。

脉冲电流辅助轧制（ER）也称电塑性轧制。是指在轧制过程中接通电流，通过局部放热实现大压下量变形。脉冲电流辅助轧制可对组织演变产生有利作用，包括电塑性效应、抗裂性等。脉冲电流辅助轧制不仅可以促进动态再结晶，还可以产生局部热效应，使裂纹尖端钝化，阻碍裂纹扩展。通过大应变量电塑性轧制方法，AZ31合金具有向TD方向倾斜的弱织构，从而提升材料塑性。相较于传统轧制方法，电塑性轧制有助于加速动态再结晶，起到延迟边裂和提升塑性的作用。

图6 ECAP和ATMP镁合金抗拉强度与延伸率对比图，包含Mg-Al-Zn、Mg-Al-Sn、Mg-Zn-Ca、Mg-Zn-Zr和Mg-RE体系合金

通常，合金化可起到强化基面滑移、激活非基面滑移、加速交滑移、弱化基面织构及细化晶粒等作用，从而减少基面与非基面滑移间CRSS 差值，提升镁合金塑性。然而，对于大多数镁合金而言，仍难以实现强度和塑性的同步提升。为了获得高强塑性镁合金，一方面可通过巧妙的合金成分设计结合先进加工工艺，充分发挥溶质原子合金化作用。例如，提升凝固冷却速度或采用压力成形促进过饱和固溶体形成，过饱和溶质原子不仅可产生额外的固溶强化作用以提高强度，还可以强化软变形模式（基面滑移或孪生）、促进非基面滑移开启以提高塑性。此外，采用新型先进加工工艺，通过巧妙设计并调控镁合金微观组织，亦可实现强塑性同时提升。近期研究发现引入异构/混晶、梯度/层状异质结构、形成高密度纳米析出相/团簇和纳米孪晶是实现金属结构材料（包含镁及其合金）强塑性同步提升行之有效的策略。总之，充分发挥元素合金化作用并引入异构组织，有望为发展高强塑镁合金及其应用开辟新道路。