鎂鋰合金作為密度最小的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有高比強(qiáng)度和比剛度、優(yōu)異的阻尼性能和電磁屏蔽性能等優(yōu)點(diǎn)，但其絕對(duì)強(qiáng)度低，極大限制了其在實(shí)際工程中的規(guī)?；瘧?yīng)用。對(duì)近年來(lái)鎂鋰合金的合金化強(qiáng)化、變形加工強(qiáng)化、熱處理強(qiáng)化以及復(fù)合強(qiáng)化等強(qiáng)化方法的研究現(xiàn)狀進(jìn)行了總結(jié)，并給出了未來(lái)鎂鋰合金強(qiáng)化方法的研究方向。
1、合金化強(qiáng)化
合金化強(qiáng)化主要通過(guò)在鎂鋰合金中添加合金化元素，利用其在合金基體中的固溶以及形成穩(wěn)定合金相的方法來(lái)提高合金的強(qiáng)度。常用的合金化元素有鋁、鋅、硅、鈣、銀、銅、錳、鋯、鍶以及稀土元素釔、鈧、鈰、釹、釓、鉺等。由于鋁和鋅2種元素在鎂中的固溶度較大，故二者是最常見(jiàn)的鎂鋰合金強(qiáng)化元素。BHAGAT 等研究表明：在Mg-4Li合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)2%，4%，6%的鋁元素后，其晶界處會(huì)析出Mg17Al12、AlLi和Al3Li等相，且隨著鋁含量的增加，析出相的體積分?jǐn)?shù)增加；同時(shí)，由于含鋁相顆粒在熱擠壓過(guò)程中可產(chǎn)生顆粒促進(jìn)形核(particle stimulated nucleation，PSN)效應(yīng)，合金的晶粒尺寸隨鋁含量增加而減??；在增強(qiáng)相的形成及晶粒細(xì)化的共同作用下，擠壓態(tài)(擠壓比為15)Mg-4Li-6Al合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)240MPa，相比于同樣狀態(tài)下的Mg-4Li合金提升了50.4%。因鋅和鎂元素的原子半徑差異較大，鋅元素合金化強(qiáng)化效果差于鋁元素。PERUGU等研究表明：將質(zhì)量分?jǐn)?shù)2%的鋅元素添加至雙相Mg-8Li合金后，會(huì)形成MgLi2Zn強(qiáng)化相，同時(shí)α-Mg相晶粒會(huì)發(fā)生細(xì)化；經(jīng)85%壓下量的冷軋后，Mg-8Li-2Zn(LZ82)合金室溫下的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別可達(dá)219MPa和262MPa，且擁有高達(dá)64%的斷后伸長(zhǎng)率。
為進(jìn)一步提升鎂鋰合金的強(qiáng)度，研究人員在Mg-Li-Al和Mg-Li-Zn2種三元合金的基礎(chǔ)上添加了其他合金元素，開(kāi)發(fā)出多種新型高性能鎂鋰合金材料。ZHAO等研究表明：在Mg-4Li合金中添加Al-Si共晶合金后，合金內(nèi)部形成了 Al3Li(Mg)和Mg2Si沉淀相；經(jīng)過(guò)150℃熱軋(軋制比為6.25)后，Al3Li(Mg)沉淀相呈球狀，而 Mg2Si沉淀相呈多邊形；在2種析出相的沉淀強(qiáng)化和鋁元素固溶強(qiáng)化的共同作用下，Mg-4Li-6(Al-Si)合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到295MPa，相比Mg-4Li合金提升了51.5%。同樣，在(α-Mg+β-Li)雙相鎂鋰合金和β-Li單相鎂鋰合金中添加Al-Si共晶合金，也可起到類似的強(qiáng)化效果。SHI等研究表明，向雙相 Mg-8Li合金中添加 Al-Si共晶合金后，可形成MgLi2Al、AlLi和Mg2Si3種強(qiáng)化相，同時(shí)鋁在α-Mg和β-Li兩相中均可起到固溶強(qiáng)化作用，故軋制態(tài)(軋制比3.63)Mg-8Li-6(Al-Si)合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)390MPa。ZHAO等向單相 Mg-12Li合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%，7%，9%的Al-Si共晶合金，發(fā)現(xiàn)：添加7%共晶合金的Mg-12Li-7(Al-Si)合金具有最高的抗拉強(qiáng)度，主要?dú)w因于合金元素添加后β-Li相顆粒發(fā)生細(xì)化、合金內(nèi)部形成的細(xì)小AlLi和Mg2Si相引發(fā)的彌散強(qiáng)化以及軋制后基體內(nèi)部產(chǎn)生的高密度位錯(cuò)與強(qiáng)化相的交互作用；與Mg-12Li-7(Al-Si)合金相比，Mg-12Li-9(Al-Si)合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率顯著降低，這主要?dú)w因于過(guò)多的Al-Si共晶合金將導(dǎo)致基體內(nèi)部形成粗大的骨骼狀Mg2Si相，使得Mg2Si和β-Li相界面結(jié)合力降低。WANG等研究發(fā)現(xiàn)：在Mg-5Li-3Al合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%的鈣元素后，合金內(nèi)部形成的 Al4Ca強(qiáng)化相可使合金產(chǎn)生強(qiáng)化效果；然而,當(dāng)鈣質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大到1.0%和1.5%后，晶界析出的半連續(xù)脆性(Mg，Al)2Ca共晶相在外加拉應(yīng)力的作用下，極易誘發(fā)裂紋萌生和擴(kuò)展，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均降低。因此，為使 Mg-Li-Al-Ca系合金具有較高的力學(xué)性能，需合理控制鋁與鈣元素的質(zhì)量比。XU等研究發(fā)現(xiàn)：與鈣元素類似，鍶元素也可細(xì)化 Mg-8Li-3Al-0.5Mn合金中α-Mg相的二次枝晶臂，進(jìn)而起到細(xì)晶強(qiáng)化的效果；經(jīng)擠壓加工后，合金中α-Mg/β-Li相界面處析出的Mg2Sr和Al4Sr強(qiáng)化相發(fā)生破碎并彌散分布于基體內(nèi)部，可起到彌散強(qiáng)化的效果。
稀土元素也常作為合金化元素與鋁和鋅等元素共同添加至鎂鋰合金中。WU等研究發(fā)現(xiàn)：向Mg-8Li-(1，3)Al合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%的釔元素后，不同處理狀態(tài)合金的強(qiáng)度增加,塑性提升；強(qiáng)度的提升源于在α-Mg/β-Li相界面析出的Al2Y強(qiáng)化相，塑性提升則源于釔的添加限制了α-Mg相的形成，使得 β-Li相的體積分?jǐn)?shù)增大。ZHONG等研究發(fā)現(xiàn)，在Mg-8Li-1Al合金中添加釔和鈰后，合金內(nèi)形成了 Al2Y和Al2Ce強(qiáng)化相，抑制了軋制過(guò)程中再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大，起到了細(xì)化晶粒的作用，合金強(qiáng)度提升，力學(xué)性能的各向異性顯著減弱。XU等研究表明，控制添加的鋅和釔元素的質(zhì)量比為5，可使Mg-Li合金中形成穩(wěn)定的具有二十面體結(jié)構(gòu)的準(zhǔn)晶I相Mg3Zn6Y，含準(zhǔn)晶相的軋制態(tài)(軋制比為5.5)Mg-6Li-6Zn-1.2Y合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)244MPa，比相同狀態(tài)下的Mg-6Li合金提升了64MPa。準(zhǔn)晶強(qiáng)化的機(jī)制在于準(zhǔn)晶相和基體α-Mg相可形成穩(wěn)定的共晶結(jié)構(gòu)，有效抑制合金在塑性變形過(guò)程中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。準(zhǔn)晶相的形成還可弱化基體相織構(gòu)，減小合金的力學(xué)性能各向異性。研究表明，擠壓態(tài)Mg-6Li合金的最大極密度為6.94，Mg-6Li-6Zn-1.2Y合金為3.70，表明準(zhǔn)晶相形成弱化了α-Mg相的織構(gòu)，故擠壓態(tài) Mg-6Li-6Zn-1.2Y合金的力學(xué)性能各向異性遠(yuǎn)低于Mg-6Li合金，且強(qiáng)度和塑性也都有所提升。準(zhǔn)晶相對(duì)織構(gòu)的弱化可以歸因于擠壓過(guò)程中碎化的準(zhǔn)晶相可以作為形核位點(diǎn)促進(jìn)α-Mg晶粒的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。此外，在高溫條件下 Mg-Li-Zn-Y合金中的準(zhǔn)晶相與α-Mg相形成的共晶組織可以有效阻礙鋰原子從β-Li相向α-Mg相的擴(kuò)散，從而有效抑制β-Li相向α-Mg相的轉(zhuǎn)變，提高合金的熱穩(wěn)定性。同時(shí)，準(zhǔn)晶相可有效抑制β-Li相的高溫塑性流變，使Mg-Li-Zn-Y合金的高溫力學(xué)性能得以提升。
對(duì)于含鋅和釔(或其他稀土元素)的鎂合金，通過(guò)改變鋅與釔元素的質(zhì)量比，可使合金內(nèi)部形成不同種類的析出相。當(dāng)鋅和釔的質(zhì)量比大于4.38時(shí)，Mg-Zn-Y合金中形成的析出相主要為準(zhǔn)晶I相；當(dāng)鋅和釔的質(zhì)量比在1.10~4.38時(shí)，主要形成I相和W相(Mg3Zn2Y2)；當(dāng)鋅和釔的質(zhì)量比小于1時(shí)，將形成長(zhǎng)周期有序堆垛的 LSPO相(Mg12Zn和Mg12Zn3Y6)。鋅與釔元素的質(zhì)量比也會(huì)顯著影響鎂鋰基合金相的類型。ZHANG等研究發(fā)現(xiàn)，Mg-11Li-4Y-2Er-2Zn和Mg-11Li-8Y-4Er-4Zn合金內(nèi)部可形成Mg24RE5 (RE為稀土元素)和Mg3Zn3RE2相(W相)，合金強(qiáng)度比Mg-11Li合金高，但塑性略差。SONG等研究發(fā)現(xiàn)：在Mg-10Li-3Al-3Zn合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%的釔元素，可形成AlLi、Al2Y、MgLi2Al和 MgLiZn相；在釔的固溶強(qiáng)化、Al2Y相的彌散強(qiáng)化以及Al2Y相造成晶粒細(xì)化的協(xié)同作用下，鑄態(tài) Mg-10Li-3Al-3Zn-0.5Y合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)244MPa。
綜上所述，可實(shí)現(xiàn)鎂鋰合金強(qiáng)化的合金化元素種類較多，主要通過(guò)在合金基體中形成不同類型的析出相來(lái)達(dá)到一定的強(qiáng)化效果。然而，由于合金元素在鎂鋰合金中存在偏析現(xiàn)象，析出相在基體中的分布不均勻，對(duì)合金力學(xué)性能的提升效果減弱。此外，合金元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)和元素配比也會(huì)顯著影響合金化強(qiáng)化效果；合金元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)或配比不當(dāng)會(huì)導(dǎo)致鎂鋰合金力學(xué)性能降低。因此，為顯著提升鎂鋰合金的力學(xué)性能，大力推動(dòng)其在工程應(yīng)用領(lǐng)域的競(jìng)爭(zhēng)力，需合理選擇所添加的合金元素并嚴(yán)格控制元素配比。
2、變形加工強(qiáng)化
通常，鑄態(tài)鎂鋰合金中易存在組織不均勻、晶粒粗大等問(wèn)題，導(dǎo)致其力學(xué)性能相對(duì)較差。為了改善組織均勻性并細(xì)化晶粒,進(jìn)而提升鎂鋰合金的強(qiáng)度，需對(duì)鑄態(tài)合金進(jìn)行適當(dāng)?shù)淖冃渭庸?。鎂鋰合金常見(jiàn)的變形加工方法有軋制、擠壓、鍛造等。
2.1 軋制
對(duì)鎂鋰合金進(jìn)行軋制變形加工后，合金的強(qiáng)化可歸因于晶粒細(xì)化、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、位錯(cuò)增殖和孿晶等因素。國(guó)內(nèi)外學(xué)者通過(guò)改變軋制工藝參數(shù)，并與其他變形加工方式相結(jié)合,以實(shí)現(xiàn)加工工藝優(yōu)化的方法來(lái)進(jìn)一步提升鎂鋰合金的強(qiáng)度。LIU等在200℃條件下對(duì)Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y 合金進(jìn)行軋制，發(fā)現(xiàn)隨壓下量從10%增至70%，合金的抗拉強(qiáng)度從210MPa逐漸提高到250MPa，這主要?dú)w因于軋制變形引發(fā)的加工硬化和Al2Y析出相的彌散強(qiáng)化。ZHANG等在250℃條件下對(duì)Mg-9Li-1Zn合金進(jìn)行壓下量為80%的熱軋，隨后進(jìn)行壓下量為10%的室溫軋制，發(fā)現(xiàn)：熱軋過(guò)程中合金中β-Li基體相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶而細(xì)化，同時(shí)組織中形成大量彌散分布的MgLiZn和 MgLi2Zn相；室溫軋制過(guò)程中合金內(nèi)部產(chǎn)生的位錯(cuò)可作為形核位點(diǎn)，使得β-Li相內(nèi)部析出大量橢球形α-Mg相，從而進(jìn)一步強(qiáng)化合金；在加工硬化、細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化的共同作用下，經(jīng)熱軋和室溫軋制后合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)251MPa，比鑄態(tài)合金提升了38.7%。LIU等利用液氮對(duì)Mg-14Li-1Al合金進(jìn)行低溫軋制，發(fā)現(xiàn)：合金內(nèi)部形成亞微米尺度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒、大量的位錯(cuò)以及大量納米孿晶；當(dāng)壓下量達(dá)到90%時(shí)，在細(xì)晶強(qiáng)化、孿晶界強(qiáng)化和加工硬化的共同作用下，合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)223MPa，比均勻化態(tài)合金的強(qiáng)度提高了46%，且合金的斷后伸長(zhǎng)率也從均勻化態(tài)的6.3%增加到25.8%。JI等對(duì)Mg-16Li-2.5Zn-2.5Er合金進(jìn)行擠壓和室溫軋制后，發(fā)現(xiàn)：ErZn和Er5Zn2種析出相發(fā)生細(xì)化且均勻分布在基體內(nèi)部，并在晶內(nèi)觀察到大量的位錯(cuò)；在高密度位錯(cuò)強(qiáng)化和析出相彌散強(qiáng)化的共同作用下，合金的抗拉強(qiáng)度從鑄態(tài)的93MPa提高到軋制態(tài)的234MPa，比強(qiáng)度可達(dá)178kN·m·kg-1。KLU等對(duì)鑄態(tài)Mg-9Li合金進(jìn)行固溶預(yù)處理、室溫等通道轉(zhuǎn)角擠壓(ECAP)和室溫軋制后，發(fā)現(xiàn)：合金中的α-Mg相晶?？杉?xì)化至 500~700nm，合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)206MPa；室溫軋制導(dǎo)致合金沿軋制方向的(0002)基面織構(gòu)增強(qiáng)，一定程度上抵消了加工硬化導(dǎo)致的塑性降低，使合金在保持高強(qiáng)度的同時(shí)具有良好的塑性。
累積疊軋(accumulative roll bonding，ARB)是指將尺寸相等的2塊或數(shù)塊合金薄板疊加在一起，在一定溫度下進(jìn)行軋制使其焊合，并在相同的工藝下進(jìn)行反復(fù)操作的一種技術(shù)；該加工技術(shù)可突破傳統(tǒng)軋制下壓量的限制，獲得超細(xì)晶合金板材。WU等對(duì)Mg-5Li-1Al合金(α-Mg單相合金)和Mg-14Li-1Al合金(β-Li單相合金)進(jìn)行一道次ARB、三道次ARB和五道次ARB，結(jié)果表明：三道次ARB后α-Mg相和β-Li相的平均晶粒尺寸分別為0.79，52.38μm，合金抗拉強(qiáng)度可達(dá)216MPa，斷后伸長(zhǎng)率為22.73%，塑性提升主要?dú)w因于α-Mg細(xì)晶相和β-Li粗晶相組成雙模態(tài)結(jié)構(gòu)促進(jìn)了合金的協(xié)調(diào)變形；然而，當(dāng)合金經(jīng)過(guò)五道次ARB后，α-Mg相發(fā)生了嚴(yán)重頸縮和開(kāi)裂，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和塑性均降低。因此，累積疊軋的總下壓量不宜過(guò)大，否則會(huì)對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。
2.2 擠壓
擠壓作為一種三向壓應(yīng)力狀態(tài)的變形加工技術(shù)，是細(xì)化晶粒的有效手段之一。通常，通過(guò)調(diào)控?cái)D壓溫度、擠壓比、擠出方式等因素優(yōu)化擠壓工藝，可獲得具有較好力學(xué)性能的金屬材料。ZHOU等在300℃下對(duì)Mg-7Li-2Al-1.5Sn合金進(jìn)行擠壓比為25的熱擠壓后,合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為250MPa、324MPa和11.9%，均遠(yuǎn)高于鑄態(tài)合金(126MPa、164MPa和5.4%)，其強(qiáng)化機(jī)制包括細(xì)晶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化，而塑性的增加主要?dú)w因于晶粒尺寸的減小。YANG等研究發(fā)現(xiàn)：隨著擠壓溫度從250℃升高到350℃，Mg-9Li-3Al-2Sr合金的抗拉強(qiáng)度從238MPa降低到208MPa，但斷后伸長(zhǎng)率可由18.1%提高到21.6%，其強(qiáng)度的降低歸因于晶粒尺寸的長(zhǎng)大，而塑性的提升則歸因于位錯(cuò)密度的降低促進(jìn)了滑移系的啟動(dòng)。FENG等研究發(fā)現(xiàn)：隨著擠壓比的增加，200℃擠壓后Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y合金的晶粒尺寸減小，第二相顆粒破碎并均勻分布在基體中，合金的抗拉強(qiáng)度表現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)；在擠壓比為16時(shí)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度最大，其機(jī)制可歸因于細(xì)晶強(qiáng)化和第二相彌散強(qiáng)化；當(dāng)擠壓比增至25時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程難以充分完成，且劇烈塑性變形導(dǎo)致基體內(nèi)部出現(xiàn)微裂紋，因此合金力學(xué)性能降低。GUO等比較了擠壓比1.67直接擠出、擠壓比2直接擠出、90°正向平行通道擠出和105°正向平行通道擠出4種方式對(duì)Mg-5Li-4Sn-2Al-1Zn合金力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)105°正向平行通道擠出后合金具有最高的抗拉強(qiáng)度(275MPa)，90°正向平行通道擠出后合金具有最高的斷后伸長(zhǎng)率(15.96%)，其中強(qiáng)度的提高歸因于細(xì)晶強(qiáng)化和析出相彌散強(qiáng)化，而塑性的增加主要?dú)w因于晶粒細(xì)化引發(fā)的協(xié)調(diào)變形以及晶粒具有更高的平均施密特因子。
2.3 鍛造
通過(guò)在不同方向上對(duì)塊狀金屬材料施加大應(yīng)變，使晶粒發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而獲得具有細(xì)晶或超細(xì)晶高性能材料的鍛造方法，稱為多向鍛造(MDF)。多向鍛造是細(xì)化鎂鋰合金晶粒，改善鎂鋰合金力學(xué)性能的有效加工技術(shù)。MINETA等將Mg-14Li-3Al合金放入模具中進(jìn)行5次多向鍛造后，合金的平均晶粒尺寸小于1μm，且出現(xiàn)大量的大角度晶界，合金的屈服強(qiáng)度可達(dá)370MPa，比屈服強(qiáng)度可達(dá)263kN·m·kg-1，遠(yuǎn)超A7075鋁合金、傳統(tǒng)鎂合金等輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料。
綜上，變形加工可細(xì)化鎂鋰合金的晶粒尺寸，使合金相破碎并彌散分布，同時(shí)在合金基體中形成大量位錯(cuò)，從而顯著提升合金的強(qiáng)度。在常見(jiàn)的鎂鋰合金變形加工強(qiáng)化方法中，軋制具有成本低、生產(chǎn)效率高等優(yōu)點(diǎn)；然而，為了得到超細(xì)晶鎂鋰合金，需對(duì)板坯進(jìn)行多道次軋制，致使成型板的厚度較薄，且力學(xué)性能易存在各向異性。擠壓加工時(shí)的三向壓應(yīng)力可使合金發(fā)生充分塑性變形，實(shí)現(xiàn)大尺寸成型件的有效強(qiáng)化，滿足工業(yè)生產(chǎn)對(duì)試樣尺寸的要求，但是擠壓過(guò)程中合金材料的損耗量較大。鍛造加工后鎂鋰合金的織構(gòu)強(qiáng)度較弱，強(qiáng)化效果較好，且材料損耗程度較低，但是鍛造加工工序繁瑣，周期較長(zhǎng)，且成本較高。
3、熱處理強(qiáng)化
對(duì)鎂鋰合金進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚砗螅辖鹪氐姆植己痛嬖谛问綄l(fā)生改變，使組織優(yōu)化從而提高力學(xué)性能。常見(jiàn)的熱處理方式主要包括固溶處理和時(shí)效處理。ZHAO等研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)鑄態(tài) Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y合金進(jìn)行350℃×2h固溶處理后，合金內(nèi)部的 AlLi相幾乎完全固溶，釋放出的鋁和鋰原子固溶于基體，引發(fā)基體的晶格畸變，從而提升了合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和硬度。WEI等研究發(fā)現(xiàn)：對(duì)鑄態(tài) Mg-8.5Li-7.5Zn-1.5Y合金進(jìn)行450℃×6h固溶處理后，基體中的塊狀α-Mg相和準(zhǔn)晶相幾乎完全消失，β-Li相內(nèi)部形成大量針狀α-Mg相，這是因?yàn)榇罅夸\和釔元素固溶導(dǎo)致鎂在β-Li相中的固溶度降低而析出；固溶處理后合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到271.4MPa和303.6MPa，遠(yuǎn)高于鑄態(tài)合金(98.4MPa和140.0MPa)，這主要?dú)w因于針狀α-Mg析出相的沉淀強(qiáng)化作用。GUO等研究發(fā)現(xiàn),隨著固溶溫度從150℃升高到250℃，經(jīng)過(guò)1h固溶處理并水冷后的冷軋態(tài)Mg-7.8Li-0.8Zn合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低，且均低于冷軋態(tài)。SHEN等在200，250，300，350，400℃條件下對(duì)熱擠壓態(tài) Mg-10Li-3Al-3Zn-0.22Si合金進(jìn)行1h固溶空冷處理，發(fā)現(xiàn)：固溶態(tài)合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均高于熱擠壓態(tài)，主要原因是AlLi和MgLi2Al析出相發(fā)生溶解，引發(fā)固溶強(qiáng)化；經(jīng)300℃固溶處理后合金具有最高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，而過(guò)高的固溶溫度會(huì)引起合金晶粒尺寸過(guò)分長(zhǎng)大，導(dǎo)致力學(xué)性能的降低。
通常，當(dāng)合金處于峰時(shí)效階段時(shí)，其強(qiáng)度和硬度可達(dá)到最大值，繼續(xù)時(shí)效則會(huì)發(fā)生過(guò)時(shí)效，出現(xiàn)時(shí)效軟化現(xiàn)象。JI等研究發(fā)現(xiàn)，Mg-10Li-5Zn合金的時(shí)效硬化主要?dú)w因于(Mg，Li)3Zn相的析出，而時(shí)效軟化行為主要與(Mg，Li)3Zn相顆粒的粗化有關(guān)。JI等研究發(fā)現(xiàn)：對(duì)Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y進(jìn)行350℃×4h的固溶處理后，合金獲得了292MPa的抗拉強(qiáng)度，但斷后伸長(zhǎng)率僅為2.7%；再對(duì)合金進(jìn)行75℃×4h的時(shí)效處理后，其抗拉強(qiáng)度略有降低(276MPa)，但斷后伸長(zhǎng)率提升至11.1%，這是由于在75℃下時(shí)效時(shí)析出了大量彌散分布的軟化AlLi相，在改善了合金塑性的同時(shí)，又避免了因過(guò)時(shí)效而大量析出的軟化相聚集導(dǎo)致的強(qiáng)度大幅下降。鎂鋰合金的時(shí)效軟化現(xiàn)象可通過(guò)合金化的方式進(jìn)行減緩或消除。JI等研究表明，在 Mg-10Li-5Zn合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%的鉺，可降低鋰和鋅元素在合金基體中的擴(kuò)散速率，阻礙(Mg，Li)3Zn相的粗化，從而減緩時(shí)效軟化行為。WU等研究發(fā)現(xiàn)：在100℃下時(shí)效時(shí)，Mg-5Li-3Al-2Zn合金內(nèi)部先析出硬質(zhì)相MgLi2Al，隨后MgLi2Al逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檐涃|(zhì)相AlLi，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和硬度降低；向合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.2%銀后，MgLi2Al的分解得到抑制，合金在100℃時(shí)效160h仍未發(fā)生過(guò)時(shí)效。時(shí)效處理可有效抑制鎂鋰合金的塑性失穩(wěn) (PLC)現(xiàn)象。LI等研究發(fā)現(xiàn)：對(duì)擠壓態(tài)Mg-4Li-6Zn-1.2Y合金進(jìn)行300℃×2h+400℃×1h的固溶處理，基體中的過(guò)飽和固溶原子將會(huì)引起位錯(cuò)的釘扎和解釘扎，進(jìn)而導(dǎo)致PLC效應(yīng)的發(fā)生；經(jīng)200℃×4h時(shí)效后，合金內(nèi)部的固溶原子數(shù)量減少，α-Mg基體內(nèi)部析出大量 MgZn相，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，顯著弱化了 PLC效應(yīng)，并有效提升了合金強(qiáng)度。
熱處理可促進(jìn)合金元素固溶或強(qiáng)化相的析出，有助于合金力學(xué)性能的提升，但也會(huì)導(dǎo)致合金晶粒長(zhǎng)大；當(dāng)溫度過(guò)高或保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)時(shí)，組織中形成的粗晶會(huì)對(duì)合金力學(xué)性能產(chǎn)生有害影響。為了科學(xué)精準(zhǔn)地制定出熱處理工藝制度及相關(guān)參數(shù)，需結(jié)合熱力學(xué)計(jì)算、差熱分析法、相圖計(jì)算和組織表征等方法。
4、復(fù)合強(qiáng)化
通過(guò)向鎂鋰合金基體中添加增強(qiáng)體并使其彌散分布，可獲得鎂鋰基復(fù)合材料。常見(jiàn)的增強(qiáng)體主要分為三類：第一類為硼、B4C、B2O3、MgO、Mg2Si、Al2Y等增強(qiáng)顆粒；第二類為晶須及短纖維，如SiC晶須、δ-Al2O3短纖維等；第三類為連續(xù)纖維，如鋼絲、鈦合金絲、碳纖維等。目前，制備鎂鋰基復(fù)合材料的方法主要有粉末冶金、壓力浸滲、攪拌鑄造、薄膜冶金、原位生成等。
LI等將La2O3增強(qiáng)顆粒作為前驅(qū)體加入Mg-5Li-3Al-2Zn合金熔體中，制備出 La2O3/Mg-5Li-3Al-2Zn復(fù)合材料，并對(duì)其進(jìn)行擠壓加工，發(fā)現(xiàn)：合金中形成大量微米級(jí)的Al3La相，該相與α-Mg基體具有共格邊界 [(002)Al3La//(1011)Mg]；Al3La相的形成細(xì)化了α-Mg相晶粒并弱化了{(lán)0001}基面織構(gòu)，在彌散強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化等機(jī)制的共同作用下，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度可達(dá)340MPa，且斷后伸長(zhǎng)率為20.3%。ZHANG等采用攪拌鑄造制備了 YAl2顆粒和SiC顆粒增強(qiáng)Mg-14Li-3Al(YAl2p/Mg-14Li-3Al，SiCp/Mg-14Li-3Al)復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)相比于SiC陶瓷顆粒，YAl2金屬間化合物顆粒與Mg-14Li-3Al合金基體具有更好的變形相容性，當(dāng)材料發(fā)生斷裂時(shí)，SiC顆粒與基體界面發(fā)生開(kāi)裂，而YAl2顆粒內(nèi)部發(fā)生開(kāi)裂，因此YAl2p/Mg-14Li-3Al復(fù)合材料的塑性相對(duì)較高。KÚDELA等采用壓力浸滲技術(shù)將Saffil氧化鋁纖維添加至雙相Mg-Li和Mg-Li-Zn合金基體內(nèi)，發(fā)現(xiàn)Saffil纖維可與β-Li相反應(yīng)形成Al-Li和MgLi2Al等析出相，因此隨著Saffil纖維的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從5%增加到15%，合金的屈服強(qiáng)度升高。WILCOX等采用AFC-77鋼強(qiáng)化Mg-14Li-1Al合金，成功制備出室溫下抗拉強(qiáng)度為784MPa的高強(qiáng)復(fù)合強(qiáng)化鎂鋰合金復(fù)合材料,但是由于增強(qiáng)體密度過(guò)大，該復(fù)合材料無(wú)法滿足材料的輕量化要求，故鋼絲、鈦合金絲等強(qiáng)化纖維并不適合用作鎂鋰合金的增強(qiáng)體。此外，碳纖維雖具有低密度和高強(qiáng)度等優(yōu)點(diǎn)，但極易與鎂鋰合金熔體迅速反應(yīng)生成碳化鋰(Li2C2)，難以達(dá)到理想的增強(qiáng)效果。
通常，增強(qiáng)體除可提升鎂鋰合金強(qiáng)度外，還能在保留基體本身優(yōu)異性能的基礎(chǔ)上，兼具與增強(qiáng)體相關(guān)的性能。然而，目前的技術(shù)手段難以實(shí)現(xiàn)增強(qiáng)體在合金基體中的均勻分布，且增強(qiáng)體復(fù)合材料的制備成本通常較高。
5、結(jié)束語(yǔ)
采用合金化、變形加工、熱處理、復(fù)合強(qiáng)化等技術(shù)，可以使超輕鎂鋰合金的強(qiáng)度得到有效提升。與其他金屬材料類似，鎂鋰合金的主要強(qiáng)化機(jī)制包括固溶強(qiáng)化、析出相沉淀/彌散強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、加工硬化等。各種強(qiáng)化方法均有其獨(dú)特優(yōu)勢(shì)，但也存在需要解決的關(guān)鍵問(wèn)題。通過(guò)改變合金化元素的種類和配比以改善鎂鋰合金的力學(xué)性能，依然是目前實(shí)現(xiàn)鎂鋰合金強(qiáng)化的主要方法，也是開(kāi)發(fā)新型高性能鎂鋰合金的關(guān)鍵。合金化元素種類豐富，可形成不同類型的析出相，具有巨大的研究?jī)r(jià)值。然而，合金化也存在不足之處：合金元素在基體內(nèi)存在偏析、分布不均等現(xiàn)象；若合金化元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)、配比等不當(dāng)，會(huì)形成對(duì)力學(xué)性能不利的析出相；合金化元素的選擇也非常關(guān)鍵，應(yīng)盡量減少價(jià)格較為昂貴的稀土元素的使用，大力開(kāi)發(fā)低成本高性能鎂鋰合金。經(jīng)變形加工后,鎂鋰合金晶粒發(fā)生細(xì)化，大尺寸析出相得以破碎并彌散分布，基體中形成大量位錯(cuò)，因此合金強(qiáng)度大幅提升。然而，變形加工往往會(huì)引發(fā)較強(qiáng)的織構(gòu)和力學(xué)性能各向異性，不利于合金的實(shí)際服役。當(dāng)外加變形量過(guò)大時(shí)，有可能導(dǎo)致合金基體損傷，從而引發(fā)合金力學(xué)性能的降低。此外，合金強(qiáng)度的提升常伴隨著塑性損失。綜上所述，合理調(diào)控變形工藝及其參數(shù)是實(shí)現(xiàn)合金變形加工強(qiáng)化的關(guān)鍵。熱處理可以使合金元素的分布更為均勻，促進(jìn)合金元素在基體內(nèi)部的固溶，消除變形加工引發(fā)的缺陷。然而，若溫度過(guò)高或保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，晶粒會(huì)發(fā)生粗化，嚴(yán)重影響合金的力學(xué)性能。因此，對(duì)于合金熱處理強(qiáng)化的研究，應(yīng)更多地結(jié)合熱力學(xué)計(jì)算等手段，科學(xué)精準(zhǔn)地設(shè)計(jì)熱處理工藝。添加增強(qiáng)體的復(fù)合強(qiáng)化工藝對(duì)鎂鋰合金基體性能的影響程度較低，強(qiáng)化效果穩(wěn)定。然而，增強(qiáng)體在鎂鋰合金基體中難以實(shí)現(xiàn)均勻分布，且制備成本較高，目前難以大規(guī)模應(yīng)用。
針對(duì)鎂鋰合金強(qiáng)化方法中出現(xiàn)的問(wèn)題，未來(lái)研究方向應(yīng)集中在以下幾個(gè)方面:注重合金化、變形加工、熱處理、復(fù)合強(qiáng)化工藝的優(yōu)化；注重不同強(qiáng)化方法的有機(jī)結(jié)合，彌補(bǔ)單一強(qiáng)化方法存在的缺陷，更好地實(shí)現(xiàn)多重機(jī)制的協(xié)同強(qiáng)化；大力開(kāi)發(fā)低成本合金化元素和簡(jiǎn)單制備工藝，降低新型鎂鋰合金的研發(fā)成本。一旦解決了強(qiáng)度不足問(wèn)題，鎂鋰合金必會(huì)迎來(lái)更加廣闊的應(yīng)用和發(fā)展前景。
引用本文：
王碩，許道奎，王東亮，等.超輕鎂鋰合金強(qiáng)化方法的研究現(xiàn)狀[J].機(jī)械工程材料，2023，47（5）：94-101.
Wang S, Xu D K, Wang D L, et al. Research Progress on Strengthening Methods of Ultra-lightweight Mg-Li Alloys, 2023, 47（5）: 94-101.
DOI:10.11973/jxgccl202305014
京公網(wǎng)安備11010802046783號(hào)
