夏雙五，劉 勇，呂 堅

(1.南昌大學 江西省高性能精確成形重點實驗室，南昌 330031)(2.香港城市大學機械與生物醫(yī)學工程系，香港 九龍 999077)(3.香港城市大學深圳研究院 先進結構材料中心，中國 深圳 518057)

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特約專欄

梯度納米結構鎂合金

夏雙五1，劉 勇1，呂 堅2，3

(1.南昌大學 江西省高性能精確成形重點實驗室，南昌 330031)(2.香港城市大學機械與生物醫(yī)學工程系，香港 九龍 999077)(3.香港城市大學深圳研究院 先進結構材料中心，中國 深圳 518057)

為了拓展鎂合金的進一步應用，尋找一種理想的加工工藝、提升綜合性能是鎂合金未來發(fā)展方向?；谒苄宰冃螛嬛荻燃{米結構鎂合金，具有細晶與粗晶的綜合特征，能夠有效克服納米結構低塑性和低韌性的缺陷，明顯提升材料的強度、耐磨性能等各項力學性能以及熱穩(wěn)定性，最大程度上提升了鎂合金的綜合性能。本文從梯度納米結構鎂合金的制備工藝、形成機理以及各項性能的變化等方面入手，系統(tǒng)介紹了國內外梯度納米結構鎂合金的研究現狀。針對進一步拓展梯度納米結構鎂合金在工業(yè)基礎中的應用，本文還提出了若干改進梯度納米結構鎂合金性能的建議，如耐蝕性能和疲勞性能，以期為梯度納米結構鎂合金未來的研究與發(fā)展提供更有價值的參考。

鎂合金；梯度納米結構；塑性變形；力學性能；熱穩(wěn)定性

1 前 言

隨著環(huán)境污染問題日益嚴重，減少汽車、航空等領域的能源消耗已經迫在眉睫。發(fā)展輕質結構金屬材料現已成為減少能源消耗至關重要的一步[1-2]。鎂合金(1.8 g/cm3)，密度是鋁的66%和鋼的23%，具有優(yōu)異的比強度、易回收、鑄造性能和生物相容性，且在地球上儲備豐富，在過去幾十年里，已被廣泛應用于汽車、航空、電子等領域[3-5]。然而，由于鎂合金的密排六方結構，鎂合金呈現出低塑性，在結構零件的成型能力和性能表現欠缺。另外，由于不能像鋁合金一樣，在表面形成一層致密的氧化膜作為保護層，也沒有一種可靠的犧牲涂層作為保護層，鎂合金因此也呈現出較低的抗腐蝕性能和耐磨損性能，這極大的限制了鎂合金在工業(yè)零件上的廣泛應用[6]。

眾所周知，納米材料以高強度和高硬度為特點，結構納米化可大幅提升強度，是發(fā)展高性能材料的一種重要路徑[7-11]。但是由于納米材料塑性與韌性的降低，納米材料的進一步應用與發(fā)展也受到了一定的限制。強度和塑性作為最重要的兩個力學性能，經常呈現相互排斥現象。過去三十多年已研究、制備出大量超強的納米晶體材料，但是通常都存在一個較低的塑性。梯度納米結構，作為一種在空間上呈現納米級到微米級的梯度變化，在發(fā)揮納米材料優(yōu)異性能同時也能夠彌補納米材料的不足[12-15]。在金屬中的梯度納米結構能夠產生固有的合成強化效果，梯度組織樣品的強度明顯高于單層強度的總和[16-17]。近年來，大量研究報道表明梯度納米結構鎂合金在強度、耐磨性能、耐腐蝕性能和熱穩(wěn)定性能都有一定程度提升[17-19]。本文結合自身研究進展，從梯度納米結構鎂合金制備工藝、形成機理、各項性能變化等方面介紹了梯度納米結構鎂合金的研究現狀，系統(tǒng)分析其中存在的問題，指出了梯度納米結構鎂合金未來研究發(fā)展方向。

2 梯度納米結構鎂合金的制備工藝

納米材料作為現代材料科學中一個重要領域，直到1981年德國科學家 H.Gleiter[20]教授通過惰性氣體冷凝—原位冷壓成形法成功合成非凡性能的納米材料，納米材料的研究才真正開始。Siegel[21]將納米組織材料通過維度分成四類：① 0維的納米晶簇；② 1維的復合層；③ 2維的納米晶層；④ 3維的等軸塊狀固體。對于鎂合金，梯度納米結構是指一部分由納米組織組成，一部分由粗晶組織組成，在空間上呈一個梯度變化的結構單元尺寸[12]。

通常，納米結構可通過加固小簇或分解多晶塊狀材料成納米尺度的晶體單元而合成。現如今，已發(fā)展出多種方法合成納米結構材料，如惰性氣體冷凝法[19]、機械球磨法(例如低溫球磨法)[8,10,22]、電沉積技術[23-24]和劇烈塑性變形法[7,22,25-29]。由于鎂合金特殊的密排六方結構，鎂合金合成梯度納米結構目前主要通過塑性變形。塑性變形將顯微組織分解成越來越細的晶粒，在加工塊狀超細晶材料中應用已十分廣泛[30-33]。相比電沉積技術，塑性變形最大區(qū)別就是其梯度納米組織由材料自身納米化而成，無外來雜質引入。雖然大量工藝都能在材料中引導大的塑性變形以此來細化晶粒，但是對于鎂合金，基于塑性變形生成梯度納米結構的方法主要有以下四種：表面機械研磨處理(SMAT)、超高速火焰超聲微粒撞擊(HVOF-SMB)、超聲納米表面調節(jié)(UNSM)和高能球噴丸(HESP)。

基于傳統(tǒng)噴丸技術，盧柯和呂堅等[34-35]發(fā)明的SMAT是一種最為行之有效的梯度納米結構合成工藝。如示意圖1所示，SMAT運用的設備主要包括兩個部分：一是放置鋼球和試樣的容器；二是振動發(fā)生器。SMAT過程中，實驗樣品被固定在容器中，鋼球在振動發(fā)生器作用下飛行并對樣品表面進行高應變速率、方向隨機、應變累積的塑性變形，被撞擊的表面產生塑性變形并形成由表及里尺寸變化的梯度納米結構。

圖1 SMAT工藝示意圖[34-35]Fig.1 Schematic diagram of SMAT[34-35]

HVOF-SMB是一種新穎的金屬與合金表面納米化技術，設備系統(tǒng)主要包括高壓氣體、液體燃料、控制箱、超聲波噴嘴和工作臺[28]。加工控制示意圖如圖2所示，在極短時間內，HVOF-SMB產生的大量微米級顆粒轟擊樣品表面。微米級顆粒對表面的每次轟擊都會在處理樣品的表面層產生塑性變形。最終，表層在高應變下重復的復合方向的轟擊作用下產生劇烈的塑性變形。

UNSM工藝的主要原理示意圖如圖3a所示，UNSM合成梯度納米結構時，靜態(tài)和動態(tài)載荷同時被運用在工藝中[36]。加工過程是在每平方毫米1～100 K范圍內附加球射擊，每秒沖擊工件表面20 K或更多次數而完成。通常，氮化硅(Si3N4)陶瓷或者硬質合金碳化鎢(WC)被用作沖擊媒介。沖擊球尺寸直徑通常在1.2～6 mm范圍內，不同效果的尺寸選定主要取決于材料的力學性能。UNSM技術特征在于優(yōu)越的性能和較短的時間周期，因此能夠有效提高加工效率。

圖2 HVOF-SMB工藝控制示意圖[28]Fig.2 Schematic image of HVOF-SMB control process[28]

圖3 UNSM[36] (a)與HESP[37](b)加工示意圖Fig.3 The process diagrams of UNSM[36] (a)and HESP[37] (b)

HESP主要包括不銹鋼彈丸、高壓噴嘴、噴丸機主體[37]。工作原理如圖3b所示，在高壓的作用下，高速運動的不銹鋼彈丸沖擊樣品表面，產生劇烈塑性變形。HESP表面納米化可通過控制噴丸壓力、噴射角度、噴射距離等技術參數來實現。

3 鎂合金梯度納米結構形成機理

鎂合金中原始粗晶向梯度納米結構演變機理受到材料科學家廣泛的關注，近年來多種變形機制被提出。本節(jié)內容以目前四種基于塑性變形合成梯度納米結構鎂合金技術為基礎，系統(tǒng)回顧了合成梯度納米結構技術的形成機理。

3.1 塑性變形起始階段

3.2 劇烈塑性變形階段

在 HVOF-SMB合成 Mg-Gd-Y合金梯度納米結構時，在中等應變下變形孿晶停止運動，位錯密度增加并導致了層片結構形成[28]。殘余的層片狀或亞晶帶幾乎消失并轉變?yōu)閬單⒂^組織作為進一步塑性變形。在重復的復合方向顯微顆粒的超高速轟擊下，亞晶組織呈現一個均勻分布的狀態(tài)。在接近表面的劇烈塑性變形區(qū)域內，位錯運動將取代變形孿晶成為主要的形變機制，在位錯積累和重排以及亞晶旋轉作用下，低角度亞晶組織轉變成高角度亞晶晶粒。

圖4 AZ91D位錯排列分割的孿晶片中超細區(qū)域TEM亮場圖像(a)和暗場圖像 (b)[42]Fig.4 TEM bright field image (a)and dark field image (b)of the ultrafine regions within a twin platelet separated by dislocation arrays that slipped on basal,prismatic and pyramidal planes of AZ91D Mg alloy [42]

3.3 納米晶體形成階段

純鎂以低熔點為特點，而鎂合金的熔點相對純鎂更低，因此再結晶的溫度更低。與此同時，隨著時間增加塑性變形產生更多的機械能向熱能的轉換，表面溫度升高。鎂合金的低再結晶溫度與表面溫度升高的共同作用，導致了動態(tài)再結晶作用的發(fā)生。動態(tài)再結晶在鎂合金中一直以來都是一種非常重要的晶粒細化機制，尤其在晶粒尺寸已經細化至微米尺度。例如，在SMAT后AZ91D鎂合金中表面下方100 μm處的區(qū)域，動態(tài)再結晶誘導隨機取向的納米晶粒形成[42]。在HVOF-SMB合成Mg-Gd-Y合金梯度納米結構中，距離表面下方30 μm處，如圖5a，動態(tài)再結晶作用下表面形成均勻納米晶粒，對應選區(qū)電子衍射5b呈現完美衍射環(huán)，表明隨機晶粒取向的納米晶粒形成。圖5c中，納米晶粒平均尺寸約為10～20 nm，并且觀察到納米晶體中存在著大量位錯和堆垛層錯[28]。

圖5 Mg-Gd-Y合金等軸納米晶表面(a)與對應選區(qū)衍射圖 (b)及等軸納米晶HRTEM圖像 (c)，以字母“D”標記位錯[28]Fig.5 Dark-field image of the most top surface layer with equiaxed nanograins (a),corresponding SAED pattern (b),and HRTEM image of the equiaxed nanocrystalline grains (c),the letter “D” denotes the dislocations in nano-grains[28]

綜上所述，塑性變形合成梯度納米結構鎂合金主要可分為3步：①塑性變形初始階段孿晶為主要變形機制；②劇烈塑性變形中位錯為主要變形機制；③表面納米晶形成過程中動態(tài)再結晶為主要變形機制。塑性變形過程中梯度納米結構鎂合金大致的晶粒細化過程如圖7所示。

圖6 晶界中晶格扭曲的HRTEM圖像[43] (a)，孿晶界局部偏離的HAADF-STEM圖像[45] (b)Fig.6 HRTEM images of lattice distortion [43] (a)，HAADF-STEM image of twin boundary that indicating local deviation from the twinning plane[45] (b)

圖7 AZ91D在SMAT過程中表面納米化示意圖[38]Fig.7 The schematic diagram of AZ91D surface nanocrystallization during SMAT[38]

4 梯度納米結構鎂合金的性能

4.1 強度和塑性

眾所周知，晶粒尺寸對材料力學性能有著極其重要的影響。依據經典的Hall-Patch公式見式(1):

σ=σ0+kd-1/2

(1)

式中，σ為屈服強度，σ0為強度常數，k為常數，d為晶粒尺寸。因此，屈服強度會隨著晶粒尺寸的減小而增加。但是在納米結構材料中，當晶粒尺寸低于大約20 nm時，將出現相反的Hall-Patch效應[46-48]。為了滿足結構材料中高強度和高塑性的要求，并不要求單一的納米晶粒，而且材料塑性通常隨著晶粒尺寸降低而降低。在納米結構材料中，期望優(yōu)化晶粒尺寸范圍同時獲得高強度和高塑性。梯度納米結構鎂合金可有效避免結構尺寸的性能突變，提升強度同時又不過度損傷材料塑性，有效提升材料的綜合性能。

對于梯度納米結構鎂合金，采用單向拉伸或顯微硬度實驗來測試其強度變化。相比原始微晶樣品，帶有梯度納米結構鎂合金表現出更高的屈服強度，而拉伸延長率只有很小的削弱。圖8列出了梯度納米結構鎂合金的強度與塑性。Shi等[43]發(fā)現SMAT處理后表面晶粒尺寸約為50～100 nm的梯度納米結構生成在Mg-3Gd合金中，經SMAT處理2 min和4 min后的拉伸屈服強度由原始的70 MPa分別增加到128.2 MPa和152.4 MPa，最終抗拉強度比原始合金要高出50 MPa左右。金斌等[49]研究發(fā)現在商業(yè)軋制AZ31鎂合金經SMAT處理3 min形成梯度納米結構后，屈服強度由185.5 MPa提升到277 MPa，延伸率僅從17%降低至9%。ECAP態(tài)AZ31鎂合金經SMAT過程3 min合成梯度納米結構后，雖然延伸率由原始33.5%降低到15%，但屈服強度由原始110 MPa提升到244 MPa，提升121.8%。雖然在應變強化效果下塑性有所下降，但強度與塑性的綜合性能得到一定程度提升。

圖8 梯度納米結構鎂合金的強度與塑性Fig.8 The strength and plasticity of Mg alloys with gradient nano structure

4.2 顯微硬度與磨損性能

依據經典的Hall-Petch公式類推，材料顯微硬度Hv與晶粒尺寸關系可表示為式2[50]：

Hv=H0+kHd-1/2

(2)

其中H0和kH是常數，d是晶粒尺寸，Hv是顯微硬度。顯微硬度是一個材料在壓痕載荷作用下對塑性變形的抗力的衡量。在鎂合金的梯度納米結構中，由于晶界作為位錯形核的有效障礙，晶粒細化導致的晶界體積分數提升十分有利于表面硬度的增強。因此，梯度納米結構鎂合金也將引導一個梯度的硬度變化。圖9給出了不同工藝處理后，鎂合金形成梯度納米結構后其表層硬度與基體硬度值的變化。

塑性變形所引導的表層硬度提升主要有3種因素：①晶粒細化；②加工硬化；③固溶強化。Li等[27]研究發(fā)現Mg-Ca合金經過SMAT之后，Mg2Ca相再溶解，顯微硬度提升主要由固溶強化導致。Wei等[51]研究分析了AZ91D在生成梯度納米結構后，β相(Mg17Al12)再溶解十分有利于顯微硬度提升。Shi等[43]研究表明SMAT之后Mg-3Gd合金梯度納米結構成功制備，并且沿著橫斷面方向的顯微硬度變化呈現出一個“U”型特征，從最表層的89 HV逐漸降低到基體心部的61 HV。

圖9 梯度納米組織鎂合金表面硬度與原始表面硬度變化Fig.9 Variation of surface hardness between Mg alloys with gradient nano structure and original sample

Amanov等[25]運用UNSM技術在AZ91D鎂合金中成功制備出表面晶粒尺寸為39 nm的梯度納米結構，其顯微硬度也形成一個梯度變化，由心部215 HV逐漸增加到表面的295 HV。徐江曼等[52]發(fā)現AZ31鎂合金形成表面晶粒大小為41 nm的梯度納米結構后，其顯微硬度也呈現一個“U”型的梯度變化，由心部的70 MPa逐漸增加到表層的110 MPa(見圖10)。

圖10 SMAT處理后AZ31鎂合金表層到心部晶粒尺寸和顯微硬度變化[52]Fig.10 Variations of the grain size and the microhardness with distance from the surface to the center of AZ31 Mg alloy after SMAT[52]

在梯度納米結構鎂合金中，晶粒細化導致表面硬度顯著增加。而材料的耐磨性與硬度有著不可分割的關系，結合Hall-Petch公式與Archard磨損定律而得出的經驗公式式3[56]：

V/L=KW/H

(3)

其中V為磨損體積，L為滑動距離，K為摩擦系數，W為加載載荷，H為摩擦試樣的表面硬度。由此可見，硬度越高，磨損體積就越小。表1列出了鎂合金經過不同處理后形成的梯度納米結構對磨損性能的影響。

表1 梯度納米結構鎂合金的抗磨損性能

Sun等[56]研究發(fā)現AZ91D鎂合金形成表面晶粒尺寸為30 nm左右的梯度納米結構后，在干滑動狀態(tài)下其摩擦系數明顯低于傳統(tǒng)粗晶合金，耐磨性得到顯著提升。類似的結果，AZ91D在UNSM處理生成梯度納米結構后，呈現一個更低的摩擦系數和磨損率，相比未處理樣品分別降低23%和30%[24]。在AZ31鎂合金中，夏雙五等[57]研究發(fā)現SMAT之后合金表面形成一層厚為85 μm的梯度納米結構，鎂合金的耐磨性能得到明顯強化，在低速下梯度納米結構誘導的高硬度起主要的強化作用，而在高速滑動下，由梯度納米結構提升的晶界體積分數能夠促進表面氧化反應，進而形成一個更厚更密集的氧化膜，有效降低了高速滑動下的嚴重磨損。然而，并非所有梯度納米結構鎂合金都呈現一個增強的耐磨性，金斌等[53]發(fā)現GW63K鎂合金形成梯度納米結構后，在低速滑動狀態(tài)下，由于納米材料的低塑性和韌性所引起的斷裂，表現出更差的耐磨性，而在高速下隨著氧化磨屑填入磨損表面，引導顯微裂紋發(fā)生，耐磨性能也更差，如圖11所示橫斷面輪廓，形成梯度納米結構后，磨痕深度更深。

圖11 GW63K鎂合金磨痕橫斷面輪廓[53]Fig.11 The typical cross-section prole of the worn scars of GW63K Mg alloy[53]

4.3 熱穩(wěn)定性

鎂合金梯度納米結構被認為熱穩(wěn)定性不高，因為納米晶體中存在高密度的晶體缺陷如晶界、位錯。梯度納米結構材料的熱穩(wěn)定性可通過晶粒生長動力學進行分析，其晶粒生長激活能的經驗公式為式(4)：

(4)

其中k0是速率常數，T是退火溫度，Eg是晶粒生長激活能，R是氣體常數，k是退火溫度下晶粒增長常數。令人驚訝的是，大部分結果表明梯度納米結構都表現出相對好的熱穩(wěn)定性。對于鎂合金，如圖12所示，SMAT處理的AZ31鎂合金晶粒生長激活能為92.8 kJ/mol，其形成的梯度納米結構在150 ℃呈現一個更低的晶粒增長率，相比原始樣品擁有更高的熱穩(wěn)定性[52]。但其他成分的鎂合金熱穩(wěn)定性尚不清楚，還需進一步的研究分析。

圖12 SMAT誘導梯度納米結構AZ31鎂合金的晶粒 增長常數[52]Fig.12 Plot of ln k (rate constant)versus 1000/T of nanocrystalline AZ31 induced by SMAT[52]

4.4 耐腐蝕性能

鎂合金作為一種化學活性強的金屬，暴露于空氣表面極易氧化腐蝕，這也極大限制鎂合金在結構零件的進一步應用[58]。鎂合金在結構零件中失效腐蝕主要包括應力腐蝕、接觸腐蝕等，而晶粒尺寸作為鎂合金一種重要的耐蝕性因素，一直備受研究者的關注。梯度納米結構鎂合金由于含有納米結構晶粒，其耐腐蝕性的研究也激起很多學者的興趣。

徐開東等[59]在Mg-15Gd-3Y合金中運用高能微粒撞擊表面后形成一個梯度納米結構，在3.5% NaCl水溶液中極化曲線顯示，梯度納米結構鎂合金的耐蝕性受到一定程度的惡化。梯度納米結構中，由于塑性變形產生的應力，使表層處于較高能量的亞穩(wěn)態(tài)，另外表層納米晶粒會明顯提升晶界體積分數，促進了腐蝕介質的擴散，綜合這兩種效果，鎂合金耐腐蝕性能明顯削弱。電化學理論表明，腐蝕電位值越大耐蝕性越好，而腐蝕電流密度越高材料被腐蝕速度越快。Wu等[54]最新研究表明，SMAT結合金屬玻璃膜能夠有效提高GW63K鎂合金耐腐蝕性能。SMAT構筑的梯度納米結構縮小了鎂合金與金屬玻璃膜硬度差，進而提升兩者的結合力。梯度納米結構鎂合金表層的金屬玻璃膜起到了一個很好的保護作用，有效抑制腐蝕破壞。表2總結了梯度納米結構鎂合金的耐腐蝕性能。

表2 梯度納米結構鎂合金耐腐蝕性能

5 結 語

梯度納米結構鎂合金因其獨特的組織結構和性能，吸引了越來越多的關注。鎂合金表面形成梯度納米結構后，其表層到基體的硬度值也呈現明顯的梯度變化，表層顯微硬度得到極大的提升，因此鎂合金的耐磨損性能也得到顯著的改善。鎂合金抗拉強度和屈服強度在形成梯度納米結構后得到大幅度提升，盡管塑性仍有一定程度的降低，但其綜合性能得到一定程度的提升。梯度納米結構研究已經取得了驕人的成績，但如何合理設計加工工藝提升梯度納米結構鎂合金的綜合性能，仍是未來研究的重難點，仍有許多的困難需要進一步克服，主要包括：

(1)探索梯度納米結構與加工工藝的關系，尋找最優(yōu)化的工藝參數，獲得最大的性能提升。

(2)梯度納米結構鎂合金的計算機模擬目前還沒有相關報道，未來有望通過計算機模擬，指導實際工藝的調整改進。

(3)梯度納米結構鎂合金較差的抗腐蝕性極大限制了未來的研究與應用，大量研究表明涂層可以有效提升鎂合金的耐腐蝕性能，如何巧妙的結合梯度納米結構和表面涂層，對鎂合金的強度和耐腐蝕性能進行調控，將有望在生物可降解鎂合金應用取得突破。

(4)疲勞性能作為衡量工業(yè)零件的一個重要標準，梯度納米結構鎂合金的疲勞性能將是未來研究的重要方向，這將有助于擴大鎂合金實際工業(yè)應用。

References

[1]Kulekci M K.TheInternationalJournalofAdvancedManufacturingTechnology[J],2007,39 (9-10):851-865.

[2]Xiao Bing(肖 冰),Kang Feng(康 鳳),Hu Chuankai(胡傳凱),etal.OrdnanceMaterialScienceandEngineering(兵器材料科學與工程)[J],2011,34 (01):94-97.

[3]Pollock T M.Science[J],2010,328 (5981):986-987.

[4]Yu Kun(余 琨),Li Wenxian(黎文獻),Wang Richu(王日初),etal.TheChineseJournalofNonferrousMetals(中國有色金屬學報)[J],2003,13 (2):277-288.

[5]Zuo Tieyong(左鐵鏞).AdvancedMaterialsIndustry(新材料產業(yè))[J],2007,169 (12):22-26.

[6]Polmear I,John D S.LightAlloys:FromTraditionalAlloystoNanocrystals[M].Butterworth:Heinemann,2005.

[7]Gajdics M,Calizzi M,Pasquini L,etal.InternationalJournalofHydrogenEnergy[J],2016:1-7.http://dx.doi.org/10.1016/j.ijhydene.2015.12.224

[8]Lu L,Raviprasad K,Lai M O.MaterialsScienceandEngineering:A[J],2004,368 (1-2):117-125.

[9]Wu X L,Youssef K M,Koch C C,etal.ScriptaMaterialia[J],2011,64 (3):213-216.

[10]Zhou H,Hu L,Sun H,etal.MaterialsCharacterization[J],2015 (106):44-51.

[11]Rajabi M,Sedighi R M,Rabiee S M.TransactionsofNonferrousMetalsSocietyofChina[J],2016,26 (2):398-405.

[12]Fang T,Li W,Tao N,etal.Science[J],2011,331 (6024):1587-1590.

[13]Huang Haiwei(黃海威),Wang Zhenbo(王鎮(zhèn)波),Liu Li(劉 莉),etal.ActaMetallurgicaSinica(金屬學報)[J],2015,51 (05):513-518.

[14]Lu Ke(盧 柯).ActaMetallurgicaSinica(金屬學報)[J],2015,51 (01):1-10.

[15]Pan Yanan (潘延安),Fu Xiuli(付秀麗),An Zenghui(安增輝),etal.SurfaceTechnology(表面技術)[J],2015,44 (11):59-65.

[16]Kou H N,Lu J,Li Y.AdvancedMaterials[J],2016 (26):5518-5524.

[17]Wang Q,Yang Y,Jiang H,etal.ScientificReports[J],2014 (4):47-57.

[18]Wu X L,Jiang P,Chen L,etal.MaterResLett[J],2014,2 (4):185-191.

[19]Hughes D,Hansen N.PhysicalReviewLetters[J],2001,87 (13):135503.

[20]Gleiter H.Materials with ultra-fine grain sizes[R].Roskilde:Ris? National Laboratory 1981.

[21]Siegel R.NanostructuredMaterials[J],1994,4 (1):121-138.

[22]Zhou H,Hu L,Sun Y,etal.MaterialsCharacterization[J],2016 (113):108-116.

[23]Zhang Xin(張 昕),Zhang Xiuzhi(張秀芝),Zhu Huajun(朱華軍),etal.SurfaceTechnology(表面技術)[J].2012,41 (4):68-70.

[24]Zarebidaki A,Mahmoudikohani H,Aboutalebi M R.JournalofAlloysandCompounds[J],2014 (615):825-830.

[25]Amanov A,Penkov O V,Pyun Y S,etal.TribologyInternational[J],2012 (54):106-113.

[26]Fabijanic D,Taylor A,Ralston K D,etal.Corrosion[J],2013,69 (6):527-535.

[27]Li N,Li Y D,Li Y X,etal.MaterSciEngC[J],2014 (35):314-21.

[28]Xu K,Wang A,Wang Y,etal.AppliedSurfaceScience[J],2009,256 (3):619-626.

[29]Hou L f,Wei Y h,Liu B,etal.TransactionsofNonferrousMetalsSocietyofChina[J],2008,18 (5):1053-1057.

[30]Furukawa M,Berbon P B,Horita Z,etal.MaterialsScienceForum[J],1996 (233):177-185.

[31]Valiev R,Aleksandrov I.PhysicsofMetalsandMetallography[J],2002 (94):S4-S40.

[32]Alexandrov I V,Valiev R Z.ScriptaMater[J] 2001,(44):1605-1608.

[33]Gubicza J,Fátay D,Nyilas K,etal.NanomaterialsbySeverePlasticDeformation[J],2004:420-425.

[34]Lu K.JournalofMaterialsScience&Technology[J],1999,3 (3):193-197.

[35]Tong W P,Tao N R,Wang Z B,etal.Science[J],2003,299 (5607):686-688.

[36]Amanov A,Pyun Y S.TheJournalofEngineering[J],2014.Http://creativecommons.org/licenses/by/3.0/.Doi:10.1049/joe.2015.0067.

[37]Lu Zhiming(盧志明),Gao Honggang(高紅剛),Lu Pei(盧 沛),etal.HeatTreatmentofMetals(金屬熱處理)[J],2012,37 (06):44-48.

[38]Tao N,Wang Z,Tong W,etal.ActaMaterialia[J],2002,50 (18):4603-4616.

[39]Wu X,Tao N,Hong Y,etal.ActaMaterialia[J],2002,50 (8):2075-2084.

[40]Tao N,Zhang H,Lu J,etal.MaterialsTransactions[J],2003,44 (10):1919-1925.

[41]Wang K,Tao N,Liu G,etal.ActaMaterialia[J],2006,54 (19):5281-5291.

[42]Sun H Q ,Shi Y N,Zhang M X,etal.ActaMaterialia[J],2007,55 (3):975-982.

[43]Shi X Y,Liu Y,Li D J,etal.MaterialsScienceandEngineering:A[J],2015,630:146-154.

[44]Balogh L,Ungár T,Zhao Y,etal.ActaMaterialia[J],2008,56 (4):809-820.

[45]Shi X Y,Liu Y,Lu J,etal.ScriptaMaterialia[J],2016,112:136-139.

[46]Lu K,Wei W D,Wang J T.ScriptaMaterialia[J],1990,24 (12):2319-2323.

[47]Fougere G,Weertman J,Siegel R,etal.ScriptaMetallurgicaetMaterialia[J],1992,26 (12):1879-1883.

[48]Siegel R W,Fougere G E.NanostructuredMaterials[J],1995,6 (1):205-216.

[49]Jin Bin(金 斌).DissertationforMaster(碩士論文)[D].Nanchang:Nanchang University,2015.

[50]Hall E O.Nature[J],1954 (173):948-949.

[51]Wei Y H,Liu B S,Hou L F,etal.JournalofAlloysandCompounds[J],2008,452 (2):336-342.

[52]Xu J M,Liu Y,Jin B,etal.ActaMetall.Sin.[J],2015 (28):1162-1169.

[53]Liu Y,Jin B,Li D J,etal.Surface&CoatingsTechnology[J],2015 (261):219-226.

[54]Wu G,Liu Y,Liu C,etal.Intermetallics[J],2015 (62):22-26.

[55]Xu K D,Wang J N,Wang A H,etal.CurrentAppliedPhysics[J],2011 (11):677-681.

[56]Sun H Q,Shi Y N,Zhang M X.SurfaceandCoatingsTechnology[J],2008,202 (13):2859-2864.

[57]Xia S W,Liu Y,Fu D M,etal.JournalofMaterialsScience&Technology[J],In press.

[58]Zhang Yongjun(張永君),Yan Chuanwei(嚴川偉),Wang Fuhui(王福會),etal.MaterialsProtection(材料保護)[J],2002 (04):4-6.

[59]Xu Kaidong(徐開東).ThesisforDoctorate(博士論文)[D].Wuhan:Huazhong University of Science and Technology,2010.

(編輯 吳 琛)

The Gradient Nano Structure of Mg Alloys

XIA Shuangwu1,LIU Yong1,LV Jian2,3

(1.Key Laboratory of Near Net Forming of Jiangxi Province,Nanchang University,Nanchang 330031,China)(2.Department of Mechanical and Biomedical Engineering,City University of Hong Kong,Hong Kong 999077,China)(3.Centre for Advanced Structural Materials,Shenzhen Research Institute,City University of Hong Kong,Shenzhen 518057,China)

The future direction for expanding applications of Mg alloys is searching an ideal process and enhancing the comprehensive properties.Based on the function of plastic deformation,Mg alloys with gradient nano structure,combining the characteristic of nano grain and coarse grain,can overcome the low plasticity and toughness of nano structure and significantly improve the mechanical performance like strength,wear resistance and thermal stability.Thus,Mg alloys with gradient nano structure can enhance the integrated performance to the maximum extent.This paper reviews the domestic and foreign research status of Mg alloys with gradient nano structure in terms of preparation process,the mechanism of formation and the variation of properties.However,Mg alloys with gradient nano structure exhibited inferior corrosion resistance.The combination of coating and gradient nano structure will be the key point of future to improve the corrosion resistance.Aimed at expanding the industry application of Mg alloys with gradient nano structure,this paper also proposes several advices and underlines the importance of corrosion resistance and fatigue property,looking forward to providing more valuable information for the future.

Mg alloys; gradient nano structure; plastic deformation; mechanical performance; thermal stability

2016-07-11

國家重點研發(fā)計劃(2016YFB0701201)；香港聯(lián)合研究基金(C4028-14G)；國家自然科學基金(51671101,51464034)；江西省自然科學基金(20161ACB21003)；江西省教育廳科學基金(GJJ150010)

夏雙五，男，1990年生，碩士研究生

劉 勇，男，1980年生，教授，博士生導師，Email：liuyong@ncu.edu.cn

呂 堅，男，1961年生，教授，博士生導師，Email:jianlu@cityu.edu.hk

10.7502/j.issn.1674-3962.2016.11.03

TG146.22

A

1674-3692(2016)11-0825-10