曾小勤，朱慶春，李揚(yáng)欣，丁文江

(1. 上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 輕合金精密成型國(guó)家工程研究中心，上海 200240)(2. 上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)

1 鎂合金的強(qiáng)化機(jī)制

在現(xiàn)有工程用金屬中，鎂合金密度最小，按合金成分不同，其密度通常在1.75～1.95 g·cm-3范圍內(nèi)，約為鋁的2/3，鋼的1/4[1, 2]。如果能大量采用鎂合金來(lái)取代目前航空航天、軍工等行業(yè)主要使用的鋁合金及鋼結(jié)構(gòu)材料，可以有效實(shí)現(xiàn)輕量化的目標(biāo)[3, 4]。

鎂的晶體結(jié)構(gòu)和原子核外層的電子構(gòu)造決定了鎂及鎂合金特有的物理化學(xué)性質(zhì)和力學(xué)性能。純鎂的3s2自由價(jià)電子結(jié)構(gòu)排除了構(gòu)成任何共價(jià)鍵的可能性，使其具有最低的平均價(jià)電子結(jié)合能和結(jié)構(gòu)金屬材料中最弱的原子間結(jié)合力[1]。工業(yè)純鎂的強(qiáng)度低、室溫塑性差，如純鎂砂型鑄造試棒的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度只有21和90 MPa，不能直接用作結(jié)構(gòu)材料[1, 5, 6]。通過(guò)合金化、熱處理、晶粒細(xì)化、引入陶瓷顆粒增強(qiáng)相與鎂合金復(fù)合等多種方法的綜合運(yùn)用，鎂的力學(xué)性能會(huì)得到大幅度提高。長(zhǎng)期以來(lái)，人們對(duì)鎂合金的強(qiáng)化機(jī)理進(jìn)行了大量研究，通常有以下幾個(gè)手段：熱處理強(qiáng)化(固溶強(qiáng)化、沉淀析出強(qiáng)化)、彌散強(qiáng)化、增強(qiáng)體強(qiáng)化以及細(xì)晶強(qiáng)化。

1.1 固溶強(qiáng)化

合金是由兩種或兩種以上的元素組成的固溶體，其中一種主要元素作為溶劑，另外的元素作為溶質(zhì)溶解于固態(tài)的溶劑之中而不以第二相的形式存在。目前，鎂合金中暫未發(fā)現(xiàn)間隙固溶體，全部都是以置換形式固溶，即溶質(zhì)原子在溶劑原子排布中取代了部分溶劑原子的占位。由于不同種原子間的原子半徑不同而導(dǎo)致局部點(diǎn)陣畸變，而點(diǎn)陣畸變會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)從而起到強(qiáng)化作用。

根據(jù)Hume-Rothey準(zhǔn)則，溶質(zhì)在溶劑中的固溶度與兩種原子的半徑相關(guān)，當(dāng)原子半徑差超過(guò)15%時(shí)固溶度不會(huì)很大[7]。稀土元素的原子半徑雖大于Mg的原子半徑，但大部分稀土金屬的原子半徑與Mg的原子半徑的差別都小于15%(La，Eu和Yb除外)?！癥”組稀土元素的固溶度大于“Ce”組稀土元素，且滿足原子半徑差值越小，固溶度越大的規(guī)律；除固溶度大外，固溶度隨溫度變化大也很重要，其中Gd和Y元素固溶度隨溫度降低而減小的十分顯著，可以預(yù)期它們?cè)贛g中的固溶強(qiáng)化效果十分可觀[8, 9]。

1.2 析出強(qiáng)化

在固溶度隨溫度降低的合金中，將溶質(zhì)元素先在高溫固溶處理后，在溫度較低的狀態(tài)下逐步析出形成析出相從而起到強(qiáng)化作用則稱之為(時(shí)效)析出。析出相的形貌、尺寸、本身強(qiáng)度以及其與基體之間的界面結(jié)合等因素都對(duì)強(qiáng)化效果有重要影響。

從增強(qiáng)析出強(qiáng)化效果的角度來(lái)說(shuō)，合金元素的選擇應(yīng)該滿足如下3個(gè)標(biāo)準(zhǔn)：① 元素在Mg中應(yīng)具有足夠的固溶度，且固溶度隨著溫度的降低而明顯降低；② 溶質(zhì)元素在Mg中的擴(kuò)散速率不應(yīng)過(guò)高，否則會(huì)增加過(guò)時(shí)效傾向和位錯(cuò)的攀移；③ 析出相中Mg原子的比例應(yīng)當(dāng)較高，這樣可以在形成大量析出相時(shí)減少合金元素的消耗量[1, 9]。從形貌上來(lái)說(shuō)，細(xì)小彌散的析出相會(huì)使強(qiáng)化效果優(yōu)異[10]，而從界面角度來(lái)說(shuō)，共格析出相強(qiáng)化效果較好[11]。這就使得高溫形成的析出相或時(shí)效后期的非共格相對(duì)性能改進(jìn)一般不佳，在高溫下此類相也容易失配和長(zhǎng)大。

根據(jù)位錯(cuò)理論，位錯(cuò)-析出相顆粒的交互作用可以細(xì)分為幾類，按作用方式可分為局部交互作用和擴(kuò)散交互作用；而另一方面，第二相粒子又可分為點(diǎn)狀障礙物和延性(有限)障礙物。點(diǎn)狀障礙物被認(rèn)為與位錯(cuò)發(fā)生了直接的物理接觸，而延性障礙物則被認(rèn)為只在交互作用范圍所表征的有限距離內(nèi)與位錯(cuò)發(fā)生交互作用。此外，根據(jù)障礙物的比強(qiáng)度，顆?？梢苑譃椤叭醯摹奔纯汕羞^(guò)的障礙物和“強(qiáng)的”即不可穿透型的障礙物。因而，Kelly和Nicholson對(duì)臨界分切應(yīng)力(CRSS)的“切過(guò)”和“繞過(guò)”機(jī)制進(jìn)行了明確區(qū)分[12]。從更為唯象的觀點(diǎn)來(lái)看，顆?？梢罁?jù)其分散性質(zhì)及其與基體的晶體學(xué)關(guān)系即共格程度來(lái)分類。

當(dāng)位錯(cuò)在滑移面滑移時(shí)會(huì)遇到第二相顆粒，之后會(huì)與其發(fā)生作用。根據(jù)界面類型的不同，發(fā)生的反應(yīng)也不同。在圖1中，τ為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)穿過(guò)顆粒的剪切應(yīng)力，F(xiàn)m為最大交互作用力，G為剪切彈性模量，b為伯格斯矢量的模，TL為位錯(cuò)線張力，l為彎曲位錯(cuò)線上有效的平均平面顆粒間距，L為滑動(dòng)平面完全柔軟直線上最小的障礙物間距，f為球形顆粒體積分?jǐn)?shù)，τFF和τOR分別是FF切割應(yīng)力和Orowan應(yīng)力，h為硬化參數(shù)，代表點(diǎn)障礙近似法導(dǎo)出的特殊硬化機(jī)制，r代表球形顆粒的半徑，C1、C2和C3是系數(shù)[9]。

圖1 位錯(cuò)切過(guò)機(jī)制和繞過(guò)機(jī)制示意圖[9]Fig.1 Schematic of friedel cutting and Orowan looping mechanism[9]

基體位錯(cuò)不能直接穿過(guò)非共格顆粒，而是在外力作用下繞過(guò)該顆粒并在顆粒周圍形成位錯(cuò)環(huán)，并且此過(guò)程產(chǎn)生的交滑移可能會(huì)改變此環(huán)的形貌，如圖1右側(cè)所示。而位錯(cuò)可以穿過(guò)與基體共格的顆粒，如圖1左側(cè)所示，位錯(cuò)同時(shí)切過(guò)基體與析出相。

合金的時(shí)效強(qiáng)化過(guò)程大致如下[10]：時(shí)效早期，先是合金元素的偏聚，之后形成G.P.區(qū)或者原子團(tuán)簇，隨時(shí)效進(jìn)行取得合適的f和r，形成彌散分布的細(xì)小顆粒。這時(shí)繞過(guò)的能壘過(guò)高，從而位錯(cuò)啟動(dòng)機(jī)制為FF切過(guò)機(jī)制，其CRSS曲線如圖1曲線1所示。當(dāng)時(shí)效過(guò)程繼續(xù)，顆粒不斷長(zhǎng)大，f的增長(zhǎng)速度已較小。當(dāng)?shù)诙囝w粒間距過(guò)大時(shí)則切過(guò)機(jī)制所需克服能壘較高而轉(zhuǎn)變?yōu)槔@過(guò)機(jī)制，如圖1曲線2所示。之后CRSS呈雙曲線形式遞減(如圖1中虛線所示)。因此，共格顆粒的峰值時(shí)效是交互作用機(jī)制發(fā)生轉(zhuǎn)變的結(jié)果。

1.3 彌散強(qiáng)化

鎂合金中除了有時(shí)效過(guò)程形成的析出相外，還有鑄造過(guò)程中形成的彌散相。相比較，析出相雖然有固溶時(shí)效手段可以達(dá)到很好的效果，但是析出相在時(shí)效過(guò)程中會(huì)隨著溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng)導(dǎo)致析出相粗化長(zhǎng)大，這樣不僅界面失配而且體積也會(huì)增大，最終溶解入基體而失去強(qiáng)化效果。但是彌散相不同，這些鑄造過(guò)程中形成第二相一般擁有較高的熱穩(wěn)定性，晶界釘扎效果十分突出，不僅可以防止晶粒長(zhǎng)大，同時(shí)在高溫下還可以抵抗應(yīng)變軟化，也會(huì)防止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，這使得合金在高溫下性能尤其抗蠕變性能優(yōu)異[13]。

1.4 增強(qiáng)體強(qiáng)化

鎂合金中的強(qiáng)化相由其自身生成，而對(duì)于鎂基復(fù)合材料中的強(qiáng)化相為人為添加的增強(qiáng)體。一般來(lái)說(shuō)增強(qiáng)體會(huì)選擇模量和比強(qiáng)度較高的材料，比如SiC、TiB等。影響增強(qiáng)體強(qiáng)化效果的因素很多，除本身模量及強(qiáng)度外，鎂基體的界面結(jié)合情況、增強(qiáng)體的尺寸大小與形狀等諸多因素都對(duì)其強(qiáng)化效果起到重要作用[14, 15]。

在增強(qiáng)體和基體結(jié)合良好的情況下，隨著增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)的增加，鎂基復(fù)合材料的硬度和強(qiáng)度會(huì)隨之增加，但同時(shí)材料的塑性一般會(huì)隨之降低。增強(qiáng)體對(duì)材料的強(qiáng)化機(jī)制主要是增強(qiáng)體在外力加載時(shí)作為力的承載體，從而提高材料強(qiáng)度[16]。當(dāng)顆粒體積增加時(shí)，可以承載的加載應(yīng)力也會(huì)增加，但顆粒增加過(guò)多會(huì)形成化合物，這些化合物會(huì)影響界面結(jié)合從而導(dǎo)致材料的強(qiáng)度降低。而增強(qiáng)體的細(xì)化和彌散不僅可以在制備過(guò)程中起到一定的細(xì)化晶粒的效果，同時(shí)在加載變形的過(guò)程中可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和晶界滑移從而提高材料強(qiáng)度[14]。

1.5 細(xì)晶強(qiáng)化

鎂合金晶體結(jié)構(gòu)為密排六方(hcp)結(jié)構(gòu)，室溫下只有兩個(gè)獨(dú)立的滑移系，塑性變形能力較差，晶粒細(xì)化對(duì)變形時(shí)的應(yīng)力集中效應(yīng)減少十分顯著，可以很好地提高材料變形能力。鎂合金結(jié)晶溫度范圍較大，鑄造過(guò)程中體積收縮大，晶粒細(xì)化可以同時(shí)改善鑄造缺陷[1]。

細(xì)晶強(qiáng)化是金屬材料中一種有效的強(qiáng)化手段，根據(jù)霍爾-佩奇(Hall-Petch)公式：σy=σ0+kd-1/2可知，多晶體的強(qiáng)度隨晶粒細(xì)化而提高[7]。k值隨著Taylor指數(shù)的增加而增加，而該指數(shù)與合金的滑移系相關(guān)，即滑移系越少此指數(shù)越大。對(duì)于hcp結(jié)構(gòu)的鎂合金來(lái)說(shuō)，其Taylor指數(shù)較大，k值也會(huì)較大，所以對(duì)于鎂合金來(lái)說(shuō)，晶粒細(xì)化的強(qiáng)化效果要明顯優(yōu)于其他種類合金[17]。比如當(dāng)晶粒尺寸大約為2 μm時(shí)，5083合金的屈服強(qiáng)度高于AZ31合金；但是當(dāng)晶粒尺寸減小到2 μm以下時(shí)，AZ31合金屈服強(qiáng)度則比5083鋁合金高[17]。

2 第二相強(qiáng)化

鎂合金由于本身原子間結(jié)合力較低導(dǎo)致其強(qiáng)度較低，而其在熱處理過(guò)程中無(wú)法相變，同時(shí)其晶體結(jié)構(gòu)導(dǎo)致其滑移系少造成其塑性較差，這就使得相變強(qiáng)化和加工硬化手段在鎂合金當(dāng)中無(wú)法像在鋼鐵和鋁合金當(dāng)中一樣占有重要地位。細(xì)晶強(qiáng)化雖然對(duì)鎂合金效果很好，但尚未找到成本合適的鎂合金普適細(xì)化劑，而用塑性變形手段細(xì)化晶粒不僅對(duì)材料的可加工性有一定要求，而且工件尺寸和成本都有限制。在鎂合金當(dāng)中尤其是在未變形鎂合金中，第二相強(qiáng)化的作用重大。

第二相的尺寸、形貌、分布以及與基體的位相和匹配都對(duì)第二相的強(qiáng)化效果有重要影響。通過(guò)控制析出相與基體匹配關(guān)系可以改變位錯(cuò)與析出相的作用方式從而調(diào)控鎂合金的強(qiáng)塑性。同時(shí)，從成本和工藝角度考慮，合金元素的選擇、元素在析出相中的比例等因素也很大程度影響了合金的應(yīng)用。所以鎂合金中第二相的研究不僅對(duì)提高鎂合金性能同時(shí)對(duì)鎂合金的應(yīng)用推廣有重要意義。

2.1 時(shí)效析出相強(qiáng)化

鎂合金中的主要強(qiáng)化析出相按照其與鎂基體的位向關(guān)系大致分為4種，其簡(jiǎn)化模型如圖2所示[9]：第1種為圖2a所示與鎂基體基面平行的圓盤(pán)狀析出相，如Mg-Zn合金中的MgZn2(β2′)和Mg-Al合金中的Mg17Al12相；第2種為垂直于鎂合金基面的桿狀析出相，如圖2b所示，其代表為Mg-Zn合金中的Mg4Zn7(β1′)；第3種如圖2c所示，為垂直于基面生長(zhǎng)的盤(pán)狀析出相，而且該析出相一般沿3個(gè)呈等邊三角形的柱面生長(zhǎng)，Mg-RE合金中的析出相很多都屬于這種；第4種為圖2d所示平行于鎂基體基面的層片狀析出相，如高溫下形成的 LPSO 相以及較低溫度析出的γ和γ′等相[18]。

圖2 鎂合金中常見(jiàn)析出相的簡(jiǎn)化模型圖[9, 18]Fig.2 Schematic diagrams of precipitate morphology in magnesium alloys[9, 18]

鎂合金應(yīng)用廣泛，但是目前較為成熟的合金體系并不是很多，主要有Mg-Al系、Mg-Zn系、Mg-Sn系和Mg-RE系，4個(gè)體系合金的性能特點(diǎn)各不相同，當(dāng)中析出相的差別是合金性能不同的重要因素。

2.1.1 Mg-Al系

Al在Mg中的固溶度最高可達(dá)12.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，具有很強(qiáng)的固溶強(qiáng)化效果，同時(shí)為析出強(qiáng)化提供了可能。Mg-Al系合金是最早設(shè)計(jì)的鑄造鎂合金，也是目前應(yīng)用較為廣泛的鎂合金系列。大部分Mg-Al合金需要添加其他合金元素，比較有效的添加元素為Zn、Mn、Si和RE元素。其中AZ系列合金是目前使用廣泛的鎂合金系列，最具代表性的牌號(hào)是AZ31和AZ91合金[1, 8]。

Mg-Al合金在時(shí)效過(guò)程中析出的第二相為β-Mg17Al12相，其晶體結(jié)構(gòu)為bcc結(jié)構(gòu)，空間群為I43m，點(diǎn)陣常數(shù)為1.06 nm。Duly等[19]在1995年對(duì)Mg-Al合金的不連續(xù)析出行為做了系統(tǒng)全面的研究，合金中的不連續(xù)析出沉淀相發(fā)生在合金晶界處，取向關(guān)系為(110)β//(0001)α，[111]β//[1-210]α，即滿足Burgers關(guān)系。在2000年，Celotto等[20]系統(tǒng)地研究了AZ91合金中的β-Mg17Al12析出相，并將其中的β-Mg17Al12相進(jìn)行總結(jié)分類：① 呈片層狀的β-Mg17Al12相，與基體保持Burgers關(guān)系，這一類析出相從形貌即可判定占Mg-Al合金中析出相的大多數(shù); ② 垂直于鎂合金基面的棱柱型β-Mg17Al12相，取向關(guān)系表達(dá)式為(111)β//(0001)α，[1-10]β//[0-110]α，即滿足Crawley關(guān)系; ③ 長(zhǎng)軸與鎂基體c軸夾角為15°的棱柱型γ-Mg17Al12相，取向關(guān)系為(11-5)β//(0001)α，[110]β//[10-10]α，即滿足Porter關(guān)系，其析出相形貌如圖3所示。之后Zhang等[21]又發(fā)現(xiàn)有不滿足上述3種位向關(guān)系的層片狀析出相，該片層狀析出相(110)β面與鎂基體基面的夾角為2°。

圖3 Mg-Al系合金中析出相形貌[20]Fig.3 The morphology of precipitates in Mg-Al series alloys[20]

晶界上析出的β-Mg17Al12相熔點(diǎn)較低，導(dǎo)致其在溫度較高時(shí)很難釘扎晶界，抗蠕變性能較差。晶內(nèi)第二類和第三類的析出相垂直于鎂合金基面，能夠較好地阻礙鎂合金的基面滑移，所以能起到較強(qiáng)的強(qiáng)化效果。而第一類析出相平行于鎂合金基面，其強(qiáng)化效果就較差，而且此類析出相沒(méi)有出現(xiàn)G.P.區(qū)和其他過(guò)渡相，這是導(dǎo)致Mg-Al系合金時(shí)效硬化效果不佳的一個(gè)重要原因。

2.1.2 Mg-Zn系

Zn在Mg中的固溶度約為6.2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，固溶度隨溫度變化較大，是鎂合金中一種較為理想的合金化元素。但是Mg-Zn二元合金的結(jié)晶溫度區(qū)間過(guò)大，同時(shí)流動(dòng)性較差，這樣使得該合金在鑄造條件下容易產(chǎn)生縮孔、疏松等缺陷，并且晶粒也較為粗大，工業(yè)上很少直接使用Mg-Zn二元合金作為結(jié)構(gòu)件，目前比較常見(jiàn)的Mg-Zn系合金有Mg-Zn-Zr、Mg-Zn-(Zr)-RE和Mg-Zn-Al系。

對(duì)Mg-8Zn合金的研究表明，鑄態(tài)合金中的析出相主要為Mg7Zn3相在時(shí)效早期發(fā)生分解，變?yōu)镸g4Zn7相，繼續(xù)時(shí)效則轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的MgZn相。合金中的主要析出強(qiáng)化相為垂直于基面的桿狀β1′相(Mg4Zn7)，此外還有β2′相(MgZn2)和β相(MgZn)。其中β1′相和基體的位相關(guān)系為(11-20)β1′//(0001)α；β2′ 相為平行于基體基面的盤(pán)狀析出相，位向關(guān)系為[0001]β2′//[1-210]α、(0001)β2′//(0001)α、[11-20]β2′//[10-10]α。目前普遍能接受的Mg-Zn合金析出序列為：過(guò)飽和固溶體(SSSS)→G.P.區(qū)→β1′→β2′→β[22]。

Mg-Zn-Zr系合金中最具代表性的合金牌號(hào)是ZK60，少量Zr的添加主要作用是細(xì)化晶粒，但是由于Zn的溶解度較低導(dǎo)致其析出相密度較低且尺寸較大。同時(shí)ZK60合金的熱裂傾向嚴(yán)重，同時(shí)服役溫度升高時(shí)其強(qiáng)度下降明顯導(dǎo)致該合金的應(yīng)用受到限制。在ZK60合金中添加少量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%)稀土元素(如Y，Gd，Ce和Nd等)會(huì)使性能明顯改善，合金中的共晶相熔點(diǎn)可以提高到500 ℃左右，明顯改善高溫性能，同時(shí)細(xì)化晶粒[5]。其他元素(Cu，Co，Ca，Al)的添加會(huì)使得析出相的尺寸和密度發(fā)生變化，具體析出相變化如圖4所示。圖4a和4b為Mg-Zn二元合金200 ℃時(shí)效析出相[23]；圖4c和4d為Mg-8Zn-1Co三元合金200 ℃時(shí)效析出相[23]；圖4e和4f為Mg-4Zn-0.35Ca 在177 ℃時(shí)效析出相[24]；圖4g和4h為Mg-8Zn-1Al在200 ℃時(shí)效析出相[10]。

圖4 Mg-Zn系合金中析出相形貌[10, 23, 24]Fig.4 The morphology of precipitates in Mg-Zn series alloys[10, 23, 24]：(a,b) Mg-Zn, (c,d) Mg-8Zn-1Co, (e,f) Mg-4Zn-0.35Ca, (g,h) Mg-8Zn-1Al

2.1.3 Mg-RE系

稀土元素多呈三價(jià)，能夠增強(qiáng)鎂合金中原子的結(jié)合力，鎂合金中添加稀土元素不僅可以提高鑄造性能而且可以去除氧化物夾雜、細(xì)化晶粒、提高抗腐蝕性能等，同時(shí)稀土元素在鎂合金中大多擁有較大的固溶度，擁有較好的析出強(qiáng)化能力[1, 2, 25]。

對(duì)于普通Mg-Al系的商用鎂合金，其時(shí)效析出相為大量的非連續(xù)析出相和少量長(zhǎng)軸平行于基面分布的連續(xù)析出相，這些析出相對(duì)鎂合金中的基面位錯(cuò)滑移的阻礙作用十分有限，因此時(shí)效強(qiáng)化效果較差，即使在變形條件下抗拉強(qiáng)度也很難超過(guò)400 MPa。而Mg-RE系合金，尤其是添加大固溶度稀土元素Gd，Y，Dy等的鎂稀土合金，其析出相細(xì)小彌散，且長(zhǎng)軸垂直于基面，對(duì)基面位錯(cuò)滑移有非常好的阻礙作用，因此Mg-RE合金的強(qiáng)度遠(yuǎn)高于Mg-Al和Mg-Zn系合金[9]。

Mg-RE系合金按析出相類別主要分為3類，即Mg-Gd型、Mg-Y型和Mg-Nd型。Mg-Gd系合金沉淀析出序列為SSSS→G.P.區(qū)→β″(Mg3Gd)→β′(Mg7Gd)→β1(Mg3Gd)→β(Mg5Gd)[26, 27]。β″相在時(shí)效早期以板狀、棒狀或球狀析出，晶格結(jié)構(gòu)為D019且與基體共格，晶格常數(shù)為a=0.64 nm，c=0.52 nm。繼續(xù)時(shí)效一段時(shí)間β′相即會(huì)取代β″相，β′相以細(xì)小的板條狀形貌垂直于基體基面分布，并且一般以相互間呈60°平行于3個(gè)[11-20]方向分布。其晶體結(jié)構(gòu)為正交晶系(cbco)并與基體半共格，晶格常數(shù)為a=0.64 nm，b=1.14 nm，c=0.52 nm。β1相為fcc晶體結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=0.74 nm，取向關(guān)系為[1-11]β1//[2-1-10]α，(110)β1//(0001)α。平衡相β為fcc結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)為a=2.22 nm，位向關(guān)系為[1-11]β//[2-1-10]α，(110)β//(0001)α。

Mg-Y(Y，Dy等)系合金沉淀析出序列為SSSS→β′(Mg7Y)→β(Mg24Y5)[28, 29]。β′相為球狀析出相，晶體結(jié)構(gòu)為正交晶系，晶格常數(shù)為a=0.65 nm，b=2.27 nm，c=0.52 nm，取向關(guān)系為[100]//[2-1-10]，(001)//(0001)。平衡相β為bcc結(jié)構(gòu)，a=1.13 nm，為平行于基體{31-40}面的片狀析出相。

Mg-Nd(Nd，Ce)系合金沉淀析出序列為SSSS→G.P.區(qū)→β″(Mg3Nd)→β′(Mg7Nd)→β1(Mg3Nd)→β(Mg12Nd)→βe(Mg41Nd5)[30]。其析出規(guī)律在β相出現(xiàn)之前與Mg-Gd系合金類似，其β相為四方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)為a=1.03 nm,c=0.59 nm，垂直于基面以棒狀析出生長(zhǎng)。Nie[10]認(rèn)為Mg-Nd合金的析出相最終析出相為βe相，為a=1.47 nm，c=1.04 nm的四方結(jié)構(gòu)相。

Mg-RE二元合金和三元合金的析出相與析出規(guī)律并不完全相同，比如Mg-Y二元合金在添加了Gd元素后時(shí)效析出序列中會(huì)出現(xiàn)G.P.區(qū)和β1相，性能也會(huì)有所改善。何上明[9]優(yōu)化出高強(qiáng)度鎂稀土合金Mg-12Gd-3Y-0.6Zr(GWK123)，探明了過(guò)飽和固溶體SSSS(hcp)的四階段析出序列：Mg(SSSS)→β″(D019) →β′(cbco)→β1(fcc)→β(bcc)，其中β″和β′在時(shí)效峰值處共存，并以極細(xì)的針狀或片狀彌散析出，能夠有效阻止鎂基體通過(guò)基面{0001} < 1120 > 滑移和錐面{1012} <1011> 孿晶進(jìn)行的塑性變形，具有顯著的強(qiáng)化效果，該合金擠壓后T5處理抗拉強(qiáng)度達(dá)到491 MPa，屈服強(qiáng)度為436 MPa[9]。在高溫力學(xué)方面，WE54作為目前鎂合金中最為成功的耐熱鎂合金，擁有良好的高溫力學(xué)性能，其抗蠕變能力明顯高于其他鎂合金如AZ91等。該優(yōu)異的高溫力學(xué)性能得益于合金中垂直于基面呈蜂窩狀的析出相，這種位向的析出相可以很好地阻礙基面位錯(cuò)的滑移，同時(shí)蜂窩狀的形貌結(jié)構(gòu)使得其對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用較片層狀析出相更為強(qiáng)烈[31]，其析出相形貌及示意圖如圖5所示[10]。稀土元素在鎂合金當(dāng)中的作用極為重要，其不僅能提高常溫下的力學(xué)性能，同時(shí)能提高材料的抗蠕變性、耐腐蝕性以及變形能力，在加工變形中可以弱化織構(gòu)，進(jìn)而擴(kuò)大鎂合金的適用范圍。

圖5 WE54合金中析出相形貌與示意圖[10]Fig.5 Precipitate morphology and corresponding schematic diagram in WE54 alloy[10]

2.1.4 Mg-Sn系

Al，Zn等元素會(huì)提高鎂合金的析出強(qiáng)化效果，但是Al元素的添加會(huì)使得合金中生成β-Mg17Al12相，該相的熔點(diǎn)很低，會(huì)降低材料的高溫力學(xué)性能。Mg-Sn系合金由于其中熱穩(wěn)定性很高的β-Mg2Sn相的存在使得高溫下的力學(xué)性能明顯優(yōu)于Mg-Al系和Mg-Zn系合金。

Sn元素在鎂中的固溶度為14.48%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，室溫下小于1%，具有析出強(qiáng)化的條件[1, 32]。Mg-Sn系合金中的β相的取向關(guān)系和形貌較為多樣，根據(jù)文獻(xiàn)里報(bào)道的總結(jié)如下表1，主要有8種[33-40]。一般認(rèn)為Mg-Sn系合金沒(méi)有G.P.區(qū)和β′相，Nie等[41]在2018年對(duì)Mg-9.8Sn合金的析出行為做了深入研究，在100 ℃左右短時(shí)時(shí)效發(fā)現(xiàn)了G.P.區(qū)和β′相的存在并且精確測(cè)量了Mg-Sn合金析出相的析出序列(SSSS→G.P.區(qū)→β′→β)和相結(jié)構(gòu)，其中β′相的取向關(guān)系為[011]β′//[2-1-10]α，(11-1)β′//(0001)α，β相的取向關(guān)系滿足表1中的關(guān)系3。

在Mg-Sn系合金中添加一些其他合金元素能夠提高合金的析出強(qiáng)化效果進(jìn)而提高力學(xué)性能。Hono等[42]在Mg-9.8Sn合金中添加了1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Zn獲得Mg-Sn-Zn三元合金，合金的峰值時(shí)效硬度大幅升高，合金中除了平行于基面的Mg2Sn相外還有滿足表1中關(guān)系6的沿錐面析出的Mg2Sn相。Wang等[43-45]對(duì)Mg-Sn-Al系合金進(jìn)行了大量的研究，發(fā)現(xiàn)Al和Sn的復(fù)合添加可以降低鎂合金中的層錯(cuò)能，有利于提高合金塑性，同時(shí)析出相平行出基面析出，對(duì)塑性損失較小，所以該系列合金的塑性較為優(yōu)異。Mg-Sn-RE合金方面，發(fā)現(xiàn)在Mg-Sn合金中添加少量Y或MM(混合稀土)對(duì)蠕變性能有較大提升，Mg-5Sn-2MM的抗蠕變性能要明顯優(yōu)于AE42合金，是一種抗蠕變性能較為優(yōu)異的鎂合金[13]。目前研究結(jié)果表明Al，Zn，Ca和RE元素的單獨(dú)和混合加入都能不同程度地提高M(jìn)g-Sn系合金的力學(xué)性能[10]。

表1 Mg-Sn系合金中析出相與基體取向關(guān)系

Table1OrientationrelationshipbetweenprecipitatesandthematrixinMg-Snalloys

Orientation relationshipMorphologyReference1[1-10]β//[2-1-10]α(111)β//(0001)αLong laths,short laths,polygons[38-43]2[2-1-1]β//[2-1-10]α(111)β//(0001)αLong laths,short laths[39]3[-111]β//[1-210]α(110)β//(0001)αLong laths,short laths[38-40] 4[001]β//[2-1-10]α(110)β//(0001)αLong laths[38, 44]5[1-10]β9°away from [2-1-10]α(111)β//(0001)αShort laths[38]6[1-10]β//[2-1-10]α(111)β//(01-10)αLong laths[39]7[1-11]β//[01-10]α(110)β//(0001)αLong laths[45]8[001]β//[01-10]α(110)β//(0001)αLong laths[45]

2.2 長(zhǎng)周期堆垛有序結(jié)構(gòu)相(LPSO相)強(qiáng)化

2.2.1 LPSO相基本情況

Mg-RE合金是鎂合金中運(yùn)用最為廣泛的一種，但是稀土元素的添加一方面使得鎂合金重量增加，另一方面使得鎂合金成本上升。為此，許多材料研究者在研發(fā)過(guò)程中使用較為廉價(jià)的Zn，Cu，Al 和Ni 等元素部分替代稀土元素，之后在研究過(guò)程中發(fā)現(xiàn)了Mg-RE-Zn系列合金的性能較為優(yōu)異，從而使得該系合金的研發(fā)成為了鎂合金研究領(lǐng)域的一個(gè)熱點(diǎn)。隨著對(duì)該系列合金研究的進(jìn)行，一種全新結(jié)構(gòu)的長(zhǎng)周期堆垛有序結(jié)構(gòu)相(long period stacking ordered phase，簡(jiǎn)稱 LPSO 相)[46, 47]在鎂合金中被發(fā)現(xiàn)，在之后的研究中這種新相成為了鎂合金研究中的熱點(diǎn)。這種LPSO相是由我國(guó)航天材料研究所的羅志平教授在1994年首先發(fā)現(xiàn)[48]并在2000年對(duì)該相進(jìn)行了詳細(xì)表征[49]，但是羅教授對(duì)該相的力學(xué)性能方面的研究沒(méi)有深入，并沒(méi)有引起足夠的重視。2001年，日本學(xué)者Kawamura等采用快速凝固/粉末冶金的方法制備Mg-Y-Zn 合金，該合金晶粒尺寸約500 nm，組織含有LPSO相，常溫下的屈服強(qiáng)度大約600 MPa，同時(shí)擁有約5%的延伸率[50]。接下來(lái)的幾年里，日本的Abe、Honma等，澳大利亞的Zhu等以及國(guó)內(nèi)的楊志清等對(duì)Mg-Y-Zn合金中的 LPSO 相進(jìn)行了較為充分的研究[51, 52]。Abe和Zhu等[52, 53]對(duì)Mg-Y-Zn合金用高角環(huán)形暗場(chǎng)(HAADF)的方法對(duì) LPSO 相的微觀結(jié)構(gòu)和原子占位進(jìn)行了深入的研究，之后很多的學(xué)者對(duì)該系列合金的不同成分比例形成的LPSO相的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了大量研究，對(duì) LPSO 相的了解也不斷深入，之后在不同體系的Mg-RE-X(X代表原子半徑小于Mg的金屬元素)合金中陸續(xù)發(fā)現(xiàn)了6H(后被證明為18R的片段)[53, 54]、10H[55, 56]、12H[57]、12R[58]、15R[57]、14H[51, 52, 55, 59-66]、18R[51, 52, 59, 65-67]、21R[57]和24R[59]等結(jié)構(gòu)的 LPSO 相。

Kawamura[68]和吳玉娟[69]定性地歸納了Mg-RE-X體系中 LPSO 相形成的幾條原則：① RE在室溫下為hcp結(jié)構(gòu)，且在Mg中具有大的固溶度；② Mg, RE,X兩兩原子對(duì)具有負(fù)混合焓，尤其是RE-X的絕對(duì)值最大；③ 原子半徑大小排序：RE>Mg>X。Saal等在2014年對(duì)形成 LPSO 相的元素進(jìn)行了計(jì)算，篩選出了可能形成的元素組成[70]，如圖6所示。藍(lán)色區(qū)域表示理論上可以形成穩(wěn)定 LPSO 相的三元鎂合金；黑色叉表示已證實(shí)存在 LPSO 相的三元鎂合金， 都處于藍(lán)色區(qū)域中；黃色區(qū)域表示可能形成 LPSO 相的三元鎂合金，但目前尚未在此類合金中觀測(cè)到LPSO相；紅色區(qū)域表示不可能形成 LPSO 相的三元鎂合金。該圖中Mg-Y-Al體系的 LPSO 相當(dāng)時(shí)尚未通過(guò)實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，而Li等在同年報(bào)道了Mg-Y-Al體系中首次發(fā)現(xiàn)的18R-LPSO 相[71]，隨著研究的深入可能會(huì)有更多藍(lán)色區(qū)域的合金成分中發(fā)現(xiàn)LPSO相。值得一提的是，雖然研究者希望獲得含 LPSO 相的Mg-Zn-Ca合金，然而至今未能在該體系中發(fā)現(xiàn)LPSO相。

圖6 Saal 模型下可形成穩(wěn)定 LPSO 相的三元鎂合金成分[46, 70]Fig.6 Composition of ternary magnesium alloys with stable LPSO phase predicted by Saal’s model[46, 70]

Mg-RE-X合金中的 LPSO 相根據(jù)其形成條件的不同可分為兩類：一類形成于合金的鑄造過(guò)程中，把這種稱為Type I LPSO 相；另一類在隨后對(duì)合金進(jìn)行高溫?zé)崽幚磉^(guò)程中形成，記為 Type II LPSO 相。LPSO 相根據(jù)其結(jié)構(gòu)分類主要分為R型和H型兩大類，細(xì)分有6H、10H、15R、14H、18R和 24R等具體結(jié)構(gòu)[72]。

2.2.2 LPSO相的生長(zhǎng)與轉(zhuǎn)變

LPSO 相的本質(zhì)是一種周期性的面缺陷(堆垛層錯(cuò))，是在一定的合金成分、溫度、冷卻速率等條件下形成的包括成分有序化和堆垛層錯(cuò)有序化的有序固溶體。Zhu等[52]理論計(jì)算發(fā)現(xiàn)：純Mg層錯(cuò)能在 30～80 mJ·m-2之間，而在添加了其他合金元素之后，比如Y和Zn的添加會(huì)使得Mg-Y-Zn合金的層錯(cuò)能降低至0.9～1.8 mJ·m-2之間。如前所述，LPSO 相本質(zhì)上是層錯(cuò)的有序堆垛，Mg-Y-Zn合金的低層錯(cuò)能為層錯(cuò)的形成提供了合適的熱力學(xué)條件。Zhu 等[73]利用透射電鏡圍繞層錯(cuò)問(wèn)題進(jìn)行了雙束明場(chǎng)(two-beam bright field)和弱束暗場(chǎng)(weak beam dark field，WBDF)的表征工作，在Mg-Y-Zn合金體系中觀察到了大量層錯(cuò)和LPSO 相共同存在，同時(shí)對(duì)合金中存在的幾種不同形貌的析出相進(jìn)行了一一鑒定并且這些層錯(cuò)均包含在ABCA型的堆垛塊(building block)中。

從圖7可以看出，無(wú)論何種LPSO 相，其結(jié)構(gòu)中均含有ABCA單元，所不同的是當(dāng)中所夾的基體層數(shù)，而從圖8中可以看出，在熱處理過(guò)程中不同類型的LPSO相之間的轉(zhuǎn)化過(guò)程[51, 66, 74]。圖中左側(cè)的ABCA單元間距為2層，右側(cè)的為3層，在較高溫度保溫的條件下，不太穩(wěn)定的18R型LPSO相轉(zhuǎn)變?yōu)檩^為穩(wěn)定的14H型LPSO相。之后Zhu[51]和Kishida等[75]對(duì)熱處理過(guò)程中18R型LPSO相轉(zhuǎn)變?yōu)?4H型LPSO相的這一過(guò)程進(jìn)行了研究與總結(jié)，這些學(xué)者的研究結(jié)果認(rèn)為L(zhǎng)PSO 相間的轉(zhuǎn)變可歸結(jié)為擴(kuò)散-位移型相變。

圖7 10H，14H，18R，24R型LPSO相結(jié)構(gòu)特征結(jié)構(gòu)單元示意圖[66, 74]Fig.7 Schematic diagram of the characteristic stacking features for the unit cells of the 10H, 18R, 14H, and 24R LPSO structures[66, 74]

圖8 Mg-Y-Zn合金中18R和14H型LPSO相[51]Fig.8 18R and 14H LPSO phases in the Mg-Y-Zn alloy[51]

Zhu和 Kishida 等根據(jù)各自的研究結(jié)果，分別從原子層面上解釋了不同Mg-RE-X合金中 LPSO 相的形成過(guò)程，從中也可以看出不同 Mg-RE-X合金體系中同一結(jié)構(gòu)類型 LPSO 相的溶質(zhì)原子有序化過(guò)程不盡相同。由此可見(jiàn)，不同種類溶質(zhì)原子對(duì)LPSO相結(jié)構(gòu)的影響規(guī)律仍需進(jìn)一步深入研究。

2.2.3 力學(xué)行為與強(qiáng)化機(jī)制

前文所提Kawamura 等在2001年率先采用快速凝固/粉末冶金工藝制備出一種新型Mg97Y2Zn1(原子分?jǐn)?shù)，下同)合金，該合金在不同溫度熱擠壓后的室溫力學(xué)性能為：屈服強(qiáng)度σs=480～610 MPa、延伸率δ=5%～16%。其中，300 ℃熱擠壓成型樣品的綜合力學(xué)性能優(yōu)異：σs=610 MPa，σb=628 MPa，δ=5.0%，硬度為136HV，在目前報(bào)道的鎂合金中，這是稀土含量較低而強(qiáng)度很高的一種新型鎂合金。與此同時(shí)由于快速凝固/粉末冶金工藝能顯著細(xì)化晶粒并使元素偏析的程度降低，因此用該種方法制備的Mg97Y2Zn1合金的力學(xué)性能優(yōu)異，同時(shí)擁有很好的耐腐蝕性，明顯優(yōu)于其他熔煉方法制備的鎂合金。除此之外，在該 Mg97Y2Zn1合金中還觀察到了大量層片狀的 LPSO相。隨后的研究發(fā)現(xiàn)，LPSO相也可以通過(guò)傳統(tǒng)熔煉鑄造法在Mg-RE合金中獲得。這些含LPSO相的鎂合金通常具有較好的綜合力學(xué)性能和耐腐蝕性。

Nie等[10]認(rèn)為在鎂合金中最有效的析出強(qiáng)化方式是在鎂基體中形成高體積分?jǐn)?shù)、高密度和大縱橫比的沿柱面分布的盤(pán)片狀析出相。室溫下鎂合金中一般只能開(kāi)動(dòng)基面的位錯(cuò)，故而 LPSO 相對(duì)鎂合金的塑性沒(méi)有降低，但是由于其平行于基面，在常溫下 LPSO 相的強(qiáng)化作用有限，常溫下的 LPSO 相需要和晶界或其他晶內(nèi)缺陷相互作用才能起到較好的強(qiáng)化效果，單一的大塊狀沿晶界析出的LPSO相其強(qiáng)化效果有限。

Chen等[76, 77]對(duì)含 LPSO 相的Mg97Y2Zn1合金進(jìn)行了力學(xué)行為的研究，研究結(jié)果認(rèn)為， LPSO 相雖預(yù)期有阻擋非基面滑移的能力，但是在拉伸過(guò)程中依然會(huì)有大量的非基面滑移產(chǎn)生。有研究證實(shí)[71]在高溫下 LPSO 相有釘扎晶界的作用，限制晶界運(yùn)動(dòng)，從而可以提高合金的強(qiáng)度，起到強(qiáng)化的作用。邱冬等[46, 78]在Mg-Y合金中引入LPSO 相，計(jì)算了鎂合金高溫變形中各種因素所起的影響，結(jié)果表明 LPSO 相在蠕變過(guò)程中可以降低鎂合金的蠕變速率，對(duì)蠕變有較強(qiáng)的抵抗作用。

為了提高 LPSO 相釘扎晶界的能力從而更好地優(yōu)化鎂合金性能，李揚(yáng)欣等[18, 79]提出了一種 LPSO 相和β′相的復(fù)合組織。如圖9中的示意圖所示，在調(diào)控好板條形貌的 LPSO 相中間均勻地生長(zhǎng)β′相從而形成該復(fù)合組織。在該理想模型中，β′相有增強(qiáng)基體的作用而 LPSO 相可以限制β′相的長(zhǎng)大從而防止β′相粗化惡化性能。同時(shí)在晶界處均勻引入的 LPSO 相可以釘扎晶界保證高溫強(qiáng)度，提高鎂合金強(qiáng)塑性和抗蠕變性能，這樣的理想微觀結(jié)構(gòu)為下一代鎂合金的設(shè)計(jì)提供了一個(gè)全新的思路。

圖9 高強(qiáng)高韌且耐熱的新型Mg-RE-X合金顯微組織模型[79]Fig.9 Microstructure model of new Mg-RE-X alloy with high strength, toughness and heat resistance[79]

2.3 鎂基復(fù)合材料中的增強(qiáng)體

鎂合金雖有密度低、比強(qiáng)度高等諸多優(yōu)點(diǎn)，但是其絕對(duì)強(qiáng)度低、耐磨性差且高溫抗性差。研究者在鎂合金中通過(guò)添加增強(qiáng)體制備鎂基復(fù)合材料，用以提高鎂合金的比強(qiáng)度、比剛度以及耐磨和高溫性能，目前鎂基復(fù)合材料已成為材料研究的熱點(diǎn)之一。

不同于傳統(tǒng)鎂合金，鎂基復(fù)合材料中的增強(qiáng)相依靠多種制備工藝在制備過(guò)程中外加增強(qiáng)體，增強(qiáng)體的種類從單一種類單一尺寸逐漸改進(jìn)為多種類增強(qiáng)體不同尺寸混合添加。增強(qiáng)體一般要求有很好的承載能力和潤(rùn)濕性以及與基體不反應(yīng)等特點(diǎn)[14]。尺寸方面，增強(qiáng)體整體向著細(xì)化甚至納米化發(fā)展；種類方面，鎂基復(fù)合材料中的增強(qiáng)體主要有以下幾種：碳化物(SiC、B4C以及TiC等[80, 81])、碳纖維和碳納米管[15]、氮化物(Si3N4[82]、AlN[83]等)、硼化物[84](Ti2B和TiB)、金屬氧化物[85](Al2O3、MgO等)以及金屬顆粒[86, 87](Cu/Mg、Ni/Mg、Ti/Mg等)。

2.3.1 顆粒增強(qiáng)體

增強(qiáng)體按照形貌分類，分為顆粒、纖維、晶須等。對(duì)顆粒增強(qiáng)體而言，顆粒越細(xì)小、分布越均勻則力學(xué)性能越優(yōu)異。其分布情況很大程度上取決于該材料的制備工藝，比如陳振華等[88]利用快速凝固結(jié)合粉末冶金方法制備的Al2O3增強(qiáng)AZ91復(fù)合材料，由于其Al2O3分布非常均勻，故其力學(xué)性能十分優(yōu)異，150 ℃下抗拉強(qiáng)度可達(dá)278 MPa。顆粒增強(qiáng)體的尺寸減小，鎂基復(fù)合材料的力學(xué)性能一般會(huì)增加，一方面細(xì)小的顆?？梢宰鳛樾魏速|(zhì)點(diǎn)從而細(xì)化晶粒；另一方面，顆粒密度的增加以及顆粒間距的減小會(huì)增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，同時(shí)顆粒自身可以替基體承載更多的載荷從而增加材料的強(qiáng)度。顆粒增強(qiáng)相的添加數(shù)量上有一極限值，在高于此值后會(huì)在材料內(nèi)部形成化合物而惡化性能，由于增強(qiáng)相一般具有高的強(qiáng)度、硬度以及模量，在此范圍內(nèi)增加增強(qiáng)相的量，會(huì)提高材料的強(qiáng)度和模量，而塑性一般會(huì)降低[80, 81]。

而對(duì)于金屬顆粒來(lái)說(shuō)，由于這種顆粒可以一定程度地溶入鎂基體同時(shí)擁有良好的潤(rùn)濕性和自身延展性，所以金屬顆粒增強(qiáng)的鎂基復(fù)合材料一般擁有較好的延展性[86]。但是金屬顆粒本身的添加需要較好的設(shè)計(jì)，否則顆粒和基體可能形成化合物，繼而惡化材料性能。

2.3.2 纖維增強(qiáng)體

碳纖維增強(qiáng)相可以分為連續(xù)型碳纖維增強(qiáng)相和非連續(xù)型碳纖維增強(qiáng)相。連續(xù)型碳纖維增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料具有良好的比剛度、抗熱形變性能和力學(xué)性能，非連續(xù)型碳纖維增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料雖然有些性能不如連續(xù)型碳纖維增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料，但它在成形和加工性能上有明顯優(yōu)勢(shì)，同時(shí)成本也更低。由于碳纖維增強(qiáng)相為二維形貌，這也導(dǎo)致了它的特點(diǎn)與顆粒狀完全不同。在失效過(guò)程中，主要是纖維自身的縱向斷裂或者纖維與基體之間的橫向斷裂，而且二維的纖維增強(qiáng)相這一現(xiàn)象要比單向纖維更明顯[15]，為解決這一問(wèn)題一般要對(duì)纖維進(jìn)行涂層保護(hù)。

2.3.3 晶須增強(qiáng)體

晶須增強(qiáng)相和纖維增強(qiáng)相有些相似，一般具有較高的剛度和模量，只是尺寸上和纖維有些區(qū)別。晶須增強(qiáng)體與鎂基體的界面結(jié)合一般較差，依然需要對(duì)晶須進(jìn)行界面處理，如經(jīng)CuO界面涂覆的Mg2B2O5增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料其抗拉強(qiáng)度和延伸率比未經(jīng)處理的Mg2B2O5增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料平均提高35%左右[16, 89]。在加載時(shí)CuO涂層可以改善界面結(jié)合情況，從而延緩晶須與基體界面的開(kāi)裂和晶須自身斷裂。碳納米管增強(qiáng)方面的研究已經(jīng)較為系統(tǒng)，其主要問(wèn)題和晶須類似，依然為界面結(jié)合較差，解決辦法是采用涂覆劑進(jìn)行界面改良。如將Al粉和碳納米管同時(shí)加入鎂基體中，鎂基復(fù)合材料的強(qiáng)度和塑性將同時(shí)提高，Al可以細(xì)化晶粒同時(shí)弱化織構(gòu)，Al對(duì)碳納米管的潤(rùn)濕作用使得界面結(jié)合大大增強(qiáng)。

目前對(duì)SiC、碳纖維和碳納米管、Al2O3等增強(qiáng)體的鎂基復(fù)合材料研究已經(jīng)較為系統(tǒng)，而金屬顆粒、準(zhǔn)晶、Mg2Si、TiB2等增強(qiáng)體的研究才剛剛起步。對(duì)于鎂基復(fù)合材料來(lái)說(shuō)，有兩大問(wèn)題較為重要：第一是其耐腐蝕性有待改進(jìn)，第二是增強(qiáng)體與基體的結(jié)合。鎂合金的耐腐蝕性本身較差，外加的增強(qiáng)體可能與鎂基體形成微型原電池，進(jìn)一步惡化材料的抗腐蝕性。目前有研究表明，對(duì)經(jīng)過(guò)涂覆處理增強(qiáng)體的鎂基復(fù)合材料，其耐腐蝕性有所改良，但目前耐腐蝕性依然是鎂基復(fù)合材料研究的一個(gè)重要問(wèn)題。增強(qiáng)相和基體的界面結(jié)合問(wèn)題方面，除了上文所說(shuō)的界面結(jié)合不好之外，增強(qiáng)體與基體還可能會(huì)發(fā)生反應(yīng)，造成界面不穩(wěn)定。例如Al2O3增強(qiáng)體在鎂合金中會(huì)反應(yīng)生成MgO和Mg17Al12相，Mg17Al12相熔點(diǎn)較低，對(duì)材料的高溫性能影響很大； SiC顆粒在Mg-Al系合金中也會(huì)發(fā)生反應(yīng)，生成Mg2Si。目前解決這些問(wèn)題的主要方向是界面優(yōu)化，即通過(guò)界面優(yōu)化的方式控制界面反應(yīng)，提高增強(qiáng)體與基體的潤(rùn)濕性和結(jié)合能力，從而改善材料性能，主要方法是添加合金元素、增強(qiáng)體的表面改性(涂覆劑)和優(yōu)化制備工藝。未來(lái)的研究重點(diǎn)應(yīng)該在開(kāi)發(fā)新的增強(qiáng)體，尋找合適的界面優(yōu)化方法以及開(kāi)發(fā)合理的制備工藝上。

3 結(jié) 語(yǔ)

如前所述，第二相強(qiáng)化是提高鎂合金強(qiáng)度最直接有效的手段，而鎂合金中有效析出強(qiáng)化相較少是造成鎂合金應(yīng)用瓶頸的主要原因之一。目前，針對(duì)二元鎂合金的第二相研究已有規(guī)律性的總結(jié)，但針對(duì)三元及多元鎂合金中第二相強(qiáng)化的研究工作仍有待進(jìn)一步開(kāi)發(fā)。

未來(lái)鎂合金中第二相強(qiáng)化的工作可圍繞以下幾個(gè)方向進(jìn)行：(1)通過(guò)優(yōu)化合適的形變熱處理工藝在鎂合金中引入與基體共格、錯(cuò)配度低且均勻分布的納米析出相，大幅度提高鎂合金的強(qiáng)度；(2)深入研究LPSO相在鎂合金中的強(qiáng)化作用，通過(guò)調(diào)控其分布及尺寸與其它析出相協(xié)同作用進(jìn)一步改善Mg-RE合金的力學(xué)性能，同時(shí)嘗試在非稀土系鎂合金中引入LPSO相；(3)增強(qiáng)體的種類、形貌及其與基體的界面結(jié)構(gòu)是決定鎂基復(fù)合材料的關(guān)鍵因素，更為有效廉價(jià)增強(qiáng)體的開(kāi)發(fā)是鎂基復(fù)合材料的研究重點(diǎn)。