热处理对Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y合金微观结构和变形行为的影响

热处理对Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y合金微观结构和变形行为的影响

1 研究概述

Mg-Li合金作为最轻的结构金属材料，在汽车运输、航空航天和电子信息等工业领域具有广阔的应用前景。当Li含量在5.7~10.3 wt%之间时，合金形成典型的(α+β)双相结构，其中α-Mg为密排六方结构(HCP)，β-Li为体心立方结构(BCC)。双相Mg-Li合金在强度和塑性之间实现了较好的平衡。然而，铸态Mg-Li合金的强度通常低于传统镁合金，进一步改善其力学性能成为研究重点。

在Mg-Li合金中添加Zn和Y元素会引入纳米级Li-Mg-Zn相和微米级Mg-Zn-Y相（如I-Mg₃Zn₆Y二十面体准晶相、LPSO-Mg₁₂ZnY长周期堆垛有序相和W-Mg₃Zn₃Y₂相）。这些析出相能显著提高合金强度，但脆性的Mg-Zn-Y相常沿相界和晶界连续分布，导致塑性下降。因此，如何打破或溶解连续分布的脆性相、同时兼顾强度与塑性提升，是Mg-Li合金研究中的关键问题。

针对上述问题，南昌大学先进制造学院刘勇团队在《Journal of Rare Earths》（2024，Vol.42，2293-2302）发表了题为“Effect of heat-treatment on microstructure and deformation behavior of Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y alloy"的文章。该研究以Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y（简称LZW861）铸态合金为对象，通过热处理调控微观组织，建立微观组织与变形行为的关联，揭示强度和塑性协同提升的内在机制。

2 实验方法

LZW861铸锭采用真空感应熔炼制备，化学成分经电感耦合等离子体（ICP）分析如表1所示。热处理工艺基于I-phase与α-Mg共晶结构的分解温度（约420°C）和最佳溶解温度（450°C），设计如下：在450°C保温6小时后分别采用水冷（WC）、空冷（AC）和炉冷（FC）三种冷却方式。微观表征采用光学显微镜（OM）、X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）配备能谱分析（EDS）、透射电子显微镜（TEM）以及电子背散射衍射（EBSD）等手段。力学性能通过室温拉伸试验评价，变形行为通过准原位拉伸试验结合SEM观察进行研究。

表1 LZW861合金的化学成分

3 微观组织演变

LZW861铸态合金呈现(β+α)双相结构，共晶组织（主要为网状I-phase）沿相界和晶界连续分布。XRD分析表明，合金主要由α-Mg、β-Li、I-Mg₃Zn₆Y和W-Mg₃Zn₃Y₂相组成。经450°C/6h热处理后，合金微观组织发生三个主要变化（图1、图2）：

图1 LZW861合金热处理前后的光学显微组织：(a) 铸态；(b) 450°C/6h-WC；(c) 450°C/6h-AC；(d) 450°C/6h-FC

（1）连续网状I-phase溶解。高温保温使晶界处的I-phase分解，Zn和Y原子溶入基体，消除了连续脆性相对塑性的不利影响。

（2）块状α-Mg消失并转变为细小弥散的条带状α-Mg。冷却速率直接影响α-Mg的平均尺寸：水冷条件下α-Mg几乎不析出（图1b），空冷条件下形成细小针状α-Mg（图1c），炉冷条件下α-Mg尺寸明显增大（图1d）。

图2 LZW861合金热处理前后的SEM形貌及EDS分析：(a) 铸态；(b) 450°C/6h-WC；(c) 450°C/6h-AC；(d) 450°C/6h-FC

（3）β-Li基体中弥散分布的(Li,Mg)₃Zn纳米析出相含量增加。TEM观察表明（图3、图4），热处理过程中形成的二次纳米颗粒相比铸态一次颗粒平均尺寸减小约50%（从85.7nm降至约40nm），Zn含量降低约33%，但保持相同的晶体结构和取向关系：(200)(Li,Mg)₃Zn // (200)β-Li和<110>(Li,Mg)₃Zn // <110>β-Li。这种平行(200)面作为(Li,Mg)₃Zn相的惯习面，促进了析出相的形核和生长。

图3 β-Li基体中纳米颗粒的TEM形貌：(a) 铸态；(b) 450°C/6h-WC；(c) 450°C/6h-AC；(d) 450°C/6h-FC

图4 450°C/6h-AC合金中一次和二次纳米颗粒的TEM分析：(a,b) STEM-EDS分析；(c,d) SAED花样

图5 LZW861合金热处理前后的XRD图谱

3.1 相变机理

α-Mg的再析出过程遵循固态相变动力学。在450°C高温下，Mg和Zn原子在Li基体中的固溶度分别达到90.5 wt%和12.5 wt%（室温下分别为89 wt%和4 wt%）。高温保温使块状α-Mg溶解，导致β-Li固溶体过饱和。I-phase的溶解降低了晶界扩散势垒，使Mg原子在β-Li中均匀分布。冷却过程中，随温度降低固溶度下降，过饱和度升高，为α-Mg和(Li,Mg)₃Zn相的析出提供了驱动力。

EBSD分析证实（图6），α-Mg与β-Li之间存在Burgers取向关系：Li //Mg和<111>Li //<11-20>Mg。这种取向关系降低了界面能，促进了α-Mg沿特定晶面形核和生长。冷却速率越慢，α-Mg相的生长越充分，尺寸越大。

图6 450°C/6h-AC合金的微观组织和织构：(a) 光学显微图；(b) 相位分布图；(c) 相对于(0001)Mg和(110)Li的HCP α-Mg 和 BCC β-Li 极图

图7 LZW861合金热处理前后相变示意图：(a) 铸态；(b) 450°C/6h-WC；(c) 450°C/6h-AC；(d) 450°C/6h-FC

4 力学性能

室温拉伸试验表明（图8），热处理后LZW861合金的强度和塑性均得到提升。与铸态相比，空冷态合金的屈服强度（YS）从147 MPa提升至192 MPa，抗拉强度（UTS）从189 MPa提升至242 MPa，延伸率（EL）从17.8%提升至22.3%。炉冷态虽延伸率有所提高，但由于α-Mg尺寸过大导致强度略有下降；水冷态因α-Mg几乎不析出，强化效果有限。

图8 LZW861合金热处理前后的工程应力-应变曲线

值得注意的是，450°C/6h-AC热处理后合金的强化效果超越了大多数已报道的Mg基和Mg-Li基合金（图9），表明该热处理工艺在同时提升强度和塑性方面具有显著优势。

图9 各种Mg基热处理合金的屈服强度与延伸率对比

表2 LZW861合金不同状态下的力学性能

5 强化机制

热处理后LZW861合金强度的显著提升主要归因于两个因素：

5.1 细针状α-Mg沉淀强化

经450°C/6h-AC热处理后，块状α-Mg消失，转变为在β-Li基体中弥散均匀分布的大量细小针状α-Mg析出相（图1c）。这些析出相显著增加了界面密度，是强度提升的主要原因之一。细小且弥散分布的α-Mg通过Orowan机制阻碍位错运动，有效提高了合金的屈服强度。相比之下，炉冷条件下α-Mg尺寸过大（图1d），强化效果减弱；水冷条件下α-Mg几乎不析出（图1b），缺乏有效的沉淀强化贡献。

5.2 (Li,Mg)₃Zn纳米颗粒切割机制

TEM分析表明，热处理过程中β-Li基体中弥散分布的(Li,Mg)₃Zn纳米颗粒数量增加。二次纳米颗粒相比一次颗粒尺寸更小（平均约40nm vs. 85.7nm），具有更高的体积分数。由于(Li,Mg)₃Zn与β-Li基体具有相同的晶体结构（BCC）和一致的取向关系，滑移位错能够穿透弥散分布于β-Li基体中的(Li,Mg)₃Zn纳米颗粒。因此，一次和二次纳米颗粒均通过位错切割机制（而非Orowan绕过机制）强化基体。这种机制下，纳米析出相与基体之间持续的滑移协调变形，在强化基体的同时维持了良好的塑性。

此外，二次纳米颗粒相比一次颗粒具有更低的Zn含量（降低约33%），说明在保温过程中元素间的相互作用降低了固溶度，进一步促进了(Li,Mg)₃Zn相的析出。

6 变形协调性

450°C/6h-AC热处理后，LZW861合金的延伸率从17.8%提升至22.3%。塑性变形能力的显著改善伴随着应变硬化阶段和软化阶段的延长（图8），这表明相间变形协调性得到增强。准原位拉伸试验结合SEM观察揭示了其变形机制。

图10 LZW861合金不同状态下的拉伸形貌：(a,c) 铸态；(b,d) 450°C/6h-AC

6.1 I-phase溶解对变形协调的贡献

铸态合金中，沿晶界连续分布的网状I-phase作为脆性相严重阻碍了基体的塑性变形。准原位拉伸观察表明（图11a-d），铸态合金中α-Mg和β-Li相内的滑移迹线受到I-phase的阻挡，导致显著的变形局部化。I-phase/β-Li界面处位错堆积产生高应力集中，促进I-phase的脆性开裂和集中裂纹的形成（图9a,c）。裂纹主要沿I-phase和α/β界面扩展。

经450°C/6h-AC热处理后，连续网状I-phase溶解（图11e-h），基体的塑性变形更加充分。I-phase消失后对滑移的阻碍显著降低，裂纹主要出现在弥散分布的α/β界面处（图12b,d），且微裂纹在萌生后不会迅速扩展，合金表现出更加均匀的塑性变形。

图11 铸态和450°C/6h-AC合金在1.2%（a）、2.1%（b）、6.3%（c）、12.6%（d）、1.4%（e）、2.8%（f）、8.3%（g）、14.1%（h）拉伸应变下的准原位微观组织演变观察

图12 LZW861合金铸态(a,c,e)和450°C/6h-AC热处理态(b,d,f)的表面裂纹分布、裂纹扩展及断裂形貌

6.2 α-Mg细化对变形协调的贡献

热处理后，α-Mg相变得细小被连续的β-Li基体包围。这种组织形态增加了相界影响区和应力集中点的数量，可作为位错源。SEM观察表明（图13），在热处理态合金的细小α-Mg相内形成了大量致密的滑移线，表明α-Mg相参与了显著的塑性变形。相比之下，铸态合金中粗大的α-Mg相内部滑移线稀疏，变形不充分。

图13 铸态(a)和450°C/6h-AC热处理态(b) LZW861合金的滑移迹线SEM形貌

6.3 几何必要位错（GND）与背应力强化

在软硬两相之间的应变不协调会在相界处产生几何必要位错（GNDs）。GNDs在界面处积累产生方向相反的内应力：作用于软相的背应力（σb）强化软相，作用于硬相的前向应力（σf）促进硬相的变形（图14）。这种机制有效调控了α-Mg和β-Li两相的微观变形行为。热处理后，细小弥散的α-Mg相增加了相界面积和GNDs密度，提高了背应力水平，从而有效促进了α-Mg相的变形，使两相间的变形更加协调。

图14 LZW861合金铸态和450°C/6h-AC热处理态中α-Mg和β-Li相界影响区示意图

7 结论

本研究通过热处理调控LZW861合金的微观组织，实现了强度和塑性的协同提升，主要结论如下：

（1）450°C保温6小时后，连续网状I-phase和块状α-Mg相溶解。随后的冷却过程中α-Mg可重新析出，冷却速率直接影响α-Mg相的平均尺寸：冷却越慢，α-Mg相越大。空冷条件下获得细小弥散的针状α-Mg析出组织。

（2）空冷态（450°C/6h-AC）合金的强度和塑性同时达到最佳：YS从147 MPa提升至192 MPa，UTS从189 MPa提升至242 MPa，EL从17.8%提升至22.3%。强度提升归因于β-Li基体中均匀弥散的细小针状α-Mg析出相的沉淀强化，以及(Li,Mg)₃Zn纳米颗粒含量的增加对基体的强化贡献。

（3）塑性提升归因于网状I-phase的溶解和α-Mg相的细化。I-phase溶解消除了连续脆性相对滑移的阻碍，α-Mg细化增加了相界面积和GNDs密度，通过背应力机制促进了α-Mg相的塑性变形，显著改善了相间变形协调性，同时减弱了弥散分布的α/β界面处微裂纹的形成和扩展。

原文阅读：Effect of heat-treatment on microstructure and deformation behavior of Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y alloy - ScienceDirect