《低成本含铝镁稀土合金组织调控与强化机制》聚焦于使用Al替代Zr对镁稀土合金的晶粒细化，在保证镁稀土合金力学性能的同时，降低合金生产成本，从而拓宽其应用范围。《低成本含铝镁稀土合金组织调控与强化机制》主要介绍Al对镁稀土合金显微组织的影响、Al细化镁稀土合金的机理、冷却速率对晶粒细化和粗化现象的影响机制、Al细化镁稀土合金热处理过程组织演变、Al细化镁稀土合金力学性能及断裂机理，以及合金强化机制等。

目录
前言
第1章 概论 1
1.1 低成本镁稀土合金研究的意义 1
1.2 镁稀土合金研究现状 2
1.2.1 Mg-Nd合金研究现状 3
1.2.2 Mg-Y合金研究现状 5
1.2.3 Mg-Gd合金研究现状 6
1.3 镁稀土合金晶粒细化研究现状 7
1.3.1 晶粒细化的意义 7
1.3.2 Zr细化镁稀土合金研究现状 8
1.3.3 Al细化镁稀土合金研究现状 9
1.4 铸造镁合金晶粒细化理论及模型 11
1.4.1 生长限制因子 11
1.4.2 异质形核质点预测模型 12
1.4.3 自由生长理论 13
1.4.4 相互依存理论 13
1.5 铸造镁合金强化机制 14
1.5.1 细晶强化 14
1.5.2 固溶强化 14
1.5.3 析出强化 15
1.5.4 弥散强化 16
第2章 Al含量对Mg-3Nd合金显微组织和力学性能的影响 17
2.1 Al含量对Mg-3Nd合金显微组织的影响 17
2.1.1 Al含量对Mg-3Nd合金晶粒尺寸的影响 17
2.1.2 Al含量对Mg-3Nd合金第二相的影响 19
2.1.3 Mg-3Nd-Al合金中形核颗粒的分析 21
2.1.4 晶粒细化机理分析 24
2.2 Al含量对铸态Mg-3Nd合金力学性能的影响 27
2.2.1 Al含量对铸态Mg-3Nd合金拉伸性能的影响 27
2.2.2 Al含量对铸态Mg-3Nd合金断口形貌的影响 28
2.3 Al细化Mg-3Nd合金晶粒的热稳定性研究 30
2.4 Al和Zr细化Mg-3Nd合金热处理组织与力学性能对比研究 31
2.4.1 不同热处理态合金显微组织的对比 31
2.4.2 时效硬化*线分析 36
2.4.3 不同热处理态合金力学性能的对比 36
第3章 Al含量对Mg-4Y-3Nd合金显微组织和力学性能的影响 41
3.1 Al含量对Mg-4Y-3Nd合金显微组织的影响 41
3.1.1 Al含量对Mg-4Y-3Nd合金晶粒尺寸的影响 41
3.1.2 Al含量对Mg-4Y-3Nd合金第二相的影响 43
3.1.3 Mg-4Y-3Nd-Al合金中形核颗粒的分析 48
3.1.4 晶粒细化机理分析 50
3.2 Al含量对Mg-4Y-3Nd合金力学性能的影响 51
3.2.1 Al含量对Mg-4Y-3Nd合金拉伸性能的影响 51
3.2.2 Al含量对Mg-4Y-3Nd合金断口形貌的影响 52
3.3 热处理对Al细化Mg-4Y-3Nd合金显微组织和力学性能的影响 53
3.3.1 固溶态合金显微组织 53
3.3.2 时效硬化行为和析出相 55
3.3.3 热处理对合金力学性能的影响 57
第4章 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金显微组织和力学性能的影响 59
4.1 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金显微组织的影响 59
4.1.1 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金晶粒尺寸的影响 59
4.1.2 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金金相组织的影响 62
4.1.3 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金第二相的影响 63
4.2 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金力学性能的影响 68
4.2.1 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金室温力学性能的影响 68
4.2.2 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金高温力学性能的影响 73
4.2.3 拉伸温度对Mg-11Gd-2Y-1Zn-1Al合金力学性能的影响 76
4.3 Al含量对Mg-11Gd-2Y-1Zn合金显微组织演变的影响及其强化机制 79
第5章 Gd和Y含量对Mg-13(Gd，Y)-1Zn-1Al合金显微组织和
力学性能的影响 83
5.1 Gd和Y含量对GWZA合金显微组织的影响 83
5.1.1 Gd和Y含量对GWZA合金晶粒尺寸的影响 83
5.1.2 Gd和Y含量对GWZA合金金相组织的影响 84
5.1.3 Gd和Y含量对GWZA合金第二相的影响 86
5.2 Gd和Y含量对GWZA合金力学性能的影响 89
5.2.1 Gd和Y含量对GWZA合金室温力学性能的影响 89
5.2.2 Gd和Y含量对GWZA合金高温力学性能的影响 93
5.2.3 拉伸温度对GWZA合金力学性能的影响 97
5.3 Gd和Y含量对GWZA合金显微组织演变的影响及其强化机制 98
第6章 冷却速率对Al细化Mg-(4Y)-3Nd合金显微组织的影响 102
6.1 冷却速率对Al细化Mg-(4Y)-3Nd合金晶粒尺寸的影响 102
6.2 冷却速率对Al细化Mg-(4Y)-3Nd合金组织的影响 106
6.3 冷却速率对形核颗粒数量密度和尺寸分布的影响 111
6.4 讨论分析 113
6.4.1 冷却速率对不含形核颗粒合金晶粒尺寸的影响 113
6.4.2 冷却速率对含形核颗粒合金晶粒尺寸的影响 114
6.4.3 不同冷却速率下Al细化与Zr细化合金的对比 115
第7章 热处理对Mg-4Y-3Nd-1.5Al合金显微组织演变和力学性能的影响 118
7.1 固溶工艺优化 118
7.2 时效工艺优化 125
7.3 热处理过程中显微组织演变 126
7.3.1 固溶过程中的组织演变 126
7.3.2 时效过程中的组织演变 133
7.3.3 组织演变模型 145
7.4 力学性能及强化机制 146
7.4.1 固溶态合金力学性能 146
7.4.2 时效态合金力学性能 148
7.4.3 强化机制 151
第8章 热处理对GWZA9411合金显微组织演变和力学性能的影响 153
8.1 GWZA9411合金固溶工艺优化 153
8.1.1 固溶温度和时间对GWZA9411合金显微组织的影响 153
8.1.2 固溶温度对GWZA9411合金时效硬化行为的影响 159
8.1.3 固溶温度对GWZA9411合金峰时效态显微组织的影响 162
8.1.4 固溶温度对GWZA9411合金峰时效态拉伸性能的影响 163
8.2 时效处理对GWZA9411合金显微组织和力学性能的影响 168
8.2.1 时效处理对GWZA9411合金时效硬化行为的影响 168
8.2.2 时效处理对GWZA9411合金显微组织的影响 170
8.2.3 时效处理对GWZA9411合金拉伸性能的影响 175
8.3 热处理对GWZA9411合金显微组织演变的影响及其强化机制 191
参考文献 195

第1章 概论
　　1.1 低成本镁稀土合金研究的意义
　　镁合金作为*轻质的金属结构材料之一，在航空航天、国防、汽车、计算机、通信、电子等领域具有广阔的应用前景[1]。稀土元素（rare earth，RE）合金化可显著提高镁合金的力学性能，由此科研人员开发了一系列高性能Mg-RE合金[2]，例如，ZM6、EV31和WE43等合金均已获得商业化应用。Mg-RE合金作为高性能轻合金材料，在轻量化及对减重有特殊要求的汽车、航空航天、**领域发挥着越来越重要的作用。
　　目前，铸造是常用的Mg-RE合金成形工艺。铸造Mg-RE合金具有良好的铸造性能，可通过金属型、砂型、重力、反重力等铸造方式来制备具有各种复杂结构的壳体类部件。例如，早在20世纪50年代，我国研制的飞机和导弹的蒙皮、框架以及发动机机匣已采用Mg-RE合金。70年代后，随着我国航空航天技术的迅速发展，Mg-RE合金也在强击机、直升机、导弹、卫星等产品上逐步得到推广和应用。例如，ZM6合金已经用于制造直升机尾减速机匣、歼击机翼肋及30kW发电机的转子引线压板等重要零件。
　　镁合金具有高的霍尔-佩奇（Hall-Petch）系数，因此细化晶粒可显著提高其力学性能[3]。特别是对于铸造Mg-RE合金，细化晶粒是重要的强化手段。对于不含Al和锰（Mn）的Mg-RE合金，Zr是*为有效的晶粒细化剂，但Zr细化存在制造成本高和Zr粒子易沉降等缺点[4]。因此，开发新型Mg-RE合金晶粒细化剂是很有必要的。近年来的研究发现，添加Al也能细化Mg-RE合金。Al细化Mg-RE合金的原因如下：Al与RE反应原位生成的Al2RE颗粒与α-Mg之间具有较小的界面能，可以作为异质形核质点，细化晶粒。自Qiu等[5]采用边-边匹配模型（edge-to-edge matching model，E2EM）预测Al2Y对Mg-Y合金具有细化效果并通过实验验证以来，Al2Gd[6]、Al2Sm[7]、Al2Nd[8]、Al2Ce[9]等对Mg-RE合金的细化效果也得到了实验验证。由于添加Al相比于添加Zr成本低得多，添加Al作为一种Mg-RE合金晶粒细化方法极具应用潜力。
　　Al2RE颗粒相细化镁合金受Al和RE含量及RE种类影响，现有的研究多针对二元Mg-RE合金展开，并且RE含量较高，实际上工业应用的Mg-RE合金多为多元合金，并且单一RE的质量分数一般低于5%，如ZM6合金和WE43合金。因此，有必要研究Al对低含量RE和多元RE的镁合金的细化行为，并厘清其细化机理。
　　冷却速率是铸造过程中一个*基本的工艺参数，也是影响铸件微观结构的一个重要因素。一方面，增加冷却速率可以提高熔体过冷度，促进形核发生，细化合金组织[10]；另一方面，冷却速率对合金中第二相的析出、尺寸和分布有影响[11]。Dai等[12]研究发现，Al对Mg-RE合金的细化效果受原位生成Al2RE颗粒相的数量和尺寸影响。冷却速率作为影响析出相尺寸和数量的一个重要因素，必然对Al细化Mg-RE合金效果有影响。因此，有必要开展冷却速率对Al细化Mg-RE合金效果的研究。
　　Mg-RE-Zr合金中第二相主要为Mg-RE相，Mg-RE相在固溶过程中溶解形成过饱和固溶体，这是其具有时效强化效果的保证。在添加Al细化Mg-RE合金的过程中，Al优先与RE结合生成Al-RE相，Mg-RE相的形成受到抑制。Al-RE相熔点通常较高，固溶处理时很难溶解，因此，RE过剩以保证合金中存在足够的Mg-RE相是Al细化Mg-RE合金通过热处理强化的关键。作为一种新型细化方式，Al细化Mg-RE合金是否可以通过热处理强化，关系着其能否获得进一步的应用与推广。因此，有必要展开热处理对Al细化Mg-RE合金组织和力学性能影响的研究。
　　1.2 镁稀土合金研究现状
　　RE是17种特殊元素的统称，包括镧（La）、铈（Ce）、镨（Pr）、钕（Nd）、钷（Pm）、钐（Sm）、铕（Eu）、钆（Gd）、铽（Tb）、镝（Dy）、钬（Ho）、铒（Er）、铥（Tm）、镱（Yb）、镥（Lu）等15种镧系元素，以及与15种镧系元素性质相近的钇（Y）和钪（Sc）。17种RE通常可划分为轻RE和重RE两组，其中，轻RE包括La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu，重RE包括Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、Y、Sc。
　　除Eu以外，其他RE在Mg中具有一定的溶解度。此外，根据Mg-RE二元相图，RE在Mg中的溶解度随温度降低急剧减小。因此，Mg-RE合金可以通过高温固溶处理，使RE固溶到Mg基体中，获得过饱和固溶体，随后在低温时效处理过程中，RE脱溶，获得大量细小弥散的析出相，进而大幅度提升合金力学性能。通过热处理进行强化是Mg-RE合金重要的强化方式。
　　Pm具有放射性，Sc极其昂贵，因此无法在镁合金中获得应用。La、Ce在Mg中溶解度较低，强化效果弱，通常应用于不可热处理强化的压铸镁合金中。Pr、Eu、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Lu等RE很少在铸造镁合金中添加使用。Nd、Sm、Gd、Dy、Y等RE在Mg中的*大固溶度较大，固溶强化和析出强化效果明显，因此，通常用作合金元素添加到铸造镁合金中。随着人们对Mg-RE合金不断地研制和开发，逐渐形成了一系列高性能Mg-Nd系、Mg-Y系和Mg-Gd系等铸造Mg-RE合金。
　　1.2.1 Mg-Nd合金研究现状
　　早在20世纪50年代，美国陶氏化学公司的Leontis[13]就针对Mg-RE（RE=La、Ce、Pr、Nd）合金展开了研究，发现随着原子序数增加，RE在Mg中的*大固溶度增大，具有*大固溶度的Nd提高镁合金强度*有效。Leontis的研究促进了Mg-Nd合金的发展与应用。Mg-Nd合金是*早获得商业应用的镁合金，其中，具有代表性的是苏联生产的МЛ10合金和我国生产的ZM6合金。MЛ10合金与ZM6合金的主要化学成分及力学性能见表1-1。
　　Mg-Nd合金具有时效强化效果得益于时效过程中产生的纳米尺度的析出相[14]。随着检测手段不断地发展，广大科技工作者对Mg-Nd合金析出序列进行了详细的研究分析。当前普遍接受的Mg-Nd合金的析出序列如下[15]：过饱和固溶体→吉尼尔-普雷斯顿（Guinier-Preston，GP）区→β′′→β′→β1→β→βe。
　　在时效过程早期，Nd原子发生偏聚，形成GP区。一般不认为GP区是一种*立的析出相，这是因为其没有三维方向的重复结构，只是溶质原子偏聚的结果。按照局部原子排列的方式，可将其分为棒状GP区（包括N形、V形、Λ形）和六方形GP区。图1-1为典型GP区的高角环形暗场像-扫描透射电子显微镜（high-angle annular dark-field image-scanning transmission electron microscope，HAADF-STEM）图像[16]。亚稳相β′′在GP区处形成，β′′相为具有D019型超结构的密排六方（hexagonal close-packed，HCP）沉淀相，与α-Mg基体完全共格，其晶格常数a=0.640nm是Mg基体的2倍，c=0.521nm与Mg基体的完全相同。β′′相与α-Mg基体的位向关系（orientation relationship，OR）如下：[0001]β″//[0001]α-Mg，()β″//()α-Mg，(0001)β″//(0001)α-Mg[17]。β′′相主要呈盘状，以Mg基体的棱柱面()α-Mg为惯习面析出。随着时效时间进一步延长，β′相形成，其化学成分接近Mg7Nd，呈盘状，惯习面为Mg基体的棱柱面()α-Mg。β′相具有底心正交晶体结构，晶格常数a=0.640nm，b=1.140nm，c=0.521nm，与α-Mg基体的位向关系如下：[001]β′//[0001]α-Mg，(100)β′//()α-Mg[18]。β′相与基体共格，β′′相和 β′相通常为合金峰时效处理时的析出相，具有较强的析出强化效果。β1 相的化学成分为Mg3Nd，具有体心立方（body-centered cubic，BCC）结构，晶格常数a=0.740nm，与α-Mg基体的位向关系如下：[110]//[0001]α-Mg，(112)//()α-Mg[19]。β1相与基体不共格，并且尺寸较大，对合金强化效果减弱。进一步延长时效时间，β相和βe相相继析出，其中，β相成分为Mg12Nd，具有体心四方结构，晶格常数a=b=1.031nm，c=0.593nm；βe相为稳定相，其成分为Mg41Nd5，晶格常数a=b=1.476nm，c=1.039nm。β相和βe相均在较长时间时效处理下获得，尺寸粗大，对合金的强化效果不明显。近年来，针对Mg-Nd合金时效过程的研究发现，除上述析出相外，还存在几种新型亚稳析出相。例如，Natarajan等[16]研究发现，Mg-Nd合金在时效早期存在一种由Nd原子组成的六方形条状析出相，并通过**性原理计算证实该相为稳定的化合物，是由相和相沿[010]方向结合而形成的混合相，并将其标记为相。Zhu等[20]和Sun等[21]分别在时效态Mg-3Nd合金中观察到β2相和β3相。β2相为HCP结构，晶格常数a=0.5230nm，c=0.9630nm，与β1相的位向关系如下：[]//[110]//[0001]α-Mg，(0001)//(111)//()α-Mg。β3相为体心正方结构，晶格常数a=1.0420nm，b=1.8047nm，c=0.9610nm，与β1相的位向关系如下：[110]//[110]//[0001]α-Mg，(001)//(111)//()α-Mg。
　　图1-1 典型GP区的HAADF-STEM图像[16]
　　添加少量的Zn可以改善Mg-Nd二元合金的力学性能，对塑性的改善*为显著。上海交通大学的付彭怀[22]系统地研究了Mg-xNd-yZn-Zr合金，优化出合金的*优成分为Mg-3Nd-0.2Zn-Zr（NZ30K），给出了NZ30K合金*佳的室温力学性能（抗拉强度为300MPa，屈服强度为130MPa，伸长率为11%），并解释了NZ30K合金具有较高塑性的原因。哈尔滨理工大学的赵思聪[23]采用Sm部分替代Nd设计开发了新型Mg-Nd-Sm-Zn-Zr合金，并系统地研究了合金组织的演变与力学性能，得出该新型合金具有较高的强度，在航空等轻量化领域具有广阔的应用前景。
　　1.2.2 Mg-Y合金研究现状
　　在Mg-Nd合金之后，人们发现Y具有比Nd更强的时效强化效果[24]，促进了含Y的镁合金的产生。Y和Nd同时添加强化效果更为显著，在此基础上，人们成功开发出了WE系商用镁合金（简称WE合金），如WE54合金和WE43合金[25]。WE54合金由于RE含量较高，所以其强度高，但塑性较低。为了克服这一缺点，人们调低了Y和Nd的含量，由此开发出了WE43合金。相比于WE54合金，WE43合金强度略低，但塑性较高，综合力学性能得到了改善。WE43合金仍是至今广泛应用的商用镁合金之一。WE合金中通常含有1%（质量分数）左右的重RE。重RE与Mg的密度相差较大，生产中容易导致合金成分不均匀，且重RE储量有限、价格高，一般仅用于高科技领域。基于以上几点考虑，我国科研人员提出了一种增加Nd含量替代重RE的改进WE43合金，其成分为Mg-4Y-3Nd-Zr合金，该合金可替代WE43合金应用于航空航天领域[26]。
　　WE合金铸态组织由α-Mg基体、共晶组织和颗粒相组成。共晶组织中第二相的化学成分通常为Mg24Y5、Mg41Nd5或Mg12Nd[27，28]，也有报道指出，共晶组织中第二相为Mg5RE相[20]，颗粒相一般为富Y的金属间化合物。经固溶处理后共晶组织溶解，颗粒相未溶解，在随后的时效过程中析出大量纳米尺度的β′′相和β′相等，提