镁合金大塑性变形技术的研究进展：含Dy铸造镁合金显微组织和力学性能的研究现状

镁合金大塑性变形技术的研究进展：含Dy铸造镁合金显微组织和力学性能的研究现状AZ31-0.6Ce、AZ31-0.6Ce-1.5Dy和AZ31-0.6Ce-2.5Dy合金的铸态晶粒尺寸分别为49、46和47μm，而未添加任何稀土元素时，合金晶粒尺寸为75μm，发现添加0.6%的Ce后，AZ31合金的晶粒尺寸由75μm细化为49μm，减小了35%，细化效果非常明显，添加0.6%的Ce 1.5%、2.5%的Dy后，晶粒大小趋于稳定。ZK10、ZK10 0.2Nd 、ZK10 0.6Dy 和ZK10 0.2Nd 0.6Dy合金的铸态晶粒尺寸分别为150、120、70和69μm，晶粒明显细化。师慧娜等发现，Mg-2Zn-0.5Zr合金、Mg-2Zn-0.5Zr 1.5Dy和Mg-2Zn-0.5Zr 3Dy合金的铸态晶粒尺寸分别为173.62、68.71和67.21μm，但是添加3%（质量分数）的Dy后合金的晶粒尺寸不均匀，主要是因为添加的Dy，一部分会固溶进合金导致晶粒细化

导读

归纳了典型含Dy铸造镁合金的研究现状，主要分为两个方面，一方面是Dy对现有铸造镁合金晶粒尺寸、显微组织和力学性能的影响，另一方面是关于Mg-Dy-RE基和Mg-RE-Dy基铸造镁合金力学性能和微观组织的最新研究进展，并对含Dy铸造镁合金的未来进行了展望。

近年来，随着科技进步和社会发展，新型高强耐热稀土铸造镁合金的研究开发引起了研究者的极大兴趣。已有很多关于稀土镁合金的研究，取得了一系列重要的研究成果，尤其是以Mg-Y基和Mg-Gd基稀土镁合金发展比较成熟，其中高强铸造Mg-Y系镁合金WE54和WE43已经成功商用化。研究发现，Dy与Gd、Y原子半径、晶体结构和物理、化学性质相似，而且高温中Dy在镁合金中具有比Gd更高的固溶度，并随温度降低，固溶度下降迅速，具有显著的固溶强化和析出强化效应，并且Mg-Dy合金具有良好的生物相容性和可降解性，在未来生物医用方面具有很大的优势和应用前景。所以含Dy稀土铸造镁合金具有很大的发展潜力和研究价值。

1Dy对现有铸造镁合金显微组织和力学性能的影响

研究表明，镁合金中添加Gd、Y、Nd等稀土元素后，一方面，合金晶粒可获得极大细化，另一方面，合金的显微组织和力学性能可获得一定程度上的改善。由于Dy元素具有与Gd和Y相近的原子半径、物理和化学性质，而且高温下在镁合金中Dy具有比Gd和Y更高的固溶度，所以在现有镁合金中添加Dy元素成为稀土镁合金研究的一个重要方向。

1.1 Dy对现有铸造镁合金晶粒大小的影响

从现有研究结果来看，添加适量Dy元素可明显细化ZK10、ZK60、Mg-2Zn-0.5Zr和AZ31合金的铸态晶粒尺寸，并且Dy与Y、Ce等其他稀土元素复合添加时细化作用更明显，但当添加过量时，晶粒大小会趋于稳定，不会继续变小，并且会导致第二相沿晶界偏析，恶化合金的显微组织。由于Y、Nd以及Zr对晶粒强烈的细化作用，WE43镁合金铸态晶粒尺寸为50μm，继续添加Dy元素后，晶粒尺寸无明显变化。

ZK10、ZK10 0.2Nd 、ZK10 0.6Dy 和ZK10 0.2Nd 0.6Dy合金的铸态晶粒尺寸分别为150、120、70和69μm，晶粒明显细化。师慧娜等发现，Mg-2Zn-0.5Zr合金、Mg-2Zn-0.5Zr 1.5Dy和Mg-2Zn-0.5Zr 3Dy合金的铸态晶粒尺寸分别为173.62、68.71和67.21μm，但是添加3%（质量分数）的Dy后合金的晶粒尺寸不均匀，主要是因为添加的Dy，一部分会固溶进合金导致晶粒细化，另一部分会形成第二相，所以Dy含量过多会导致第二相增多并沿晶界偏析，抑制晶粒长大，导致晶粒尺寸不均匀化。刘楚明等发现，铸态ZK60、ZK60 1Dy、ZK60 1Y和ZK60 1Dy 1Y合金晶粒尺寸分别为105、85、55和35μm，晶粒尺寸明显减小。

AZ31-0.6Ce、AZ31-0.6Ce-1.5Dy和AZ31-0.6Ce-2.5Dy合金的铸态晶粒尺寸分别为49、46和47μm，而未添加任何稀土元素时，合金晶粒尺寸为75μm，发现添加0.6%的Ce后，AZ31合金的晶粒尺寸由75μm细化为49μm，减小了35%，细化效果非常明显，添加0.6%的Ce 1.5%、2.5%的Dy后，晶粒大小趋于稳定。

铸态WE43（Mg-4Y-3Nd-0.5Zr）镁合金晶粒约为50μm，分别添加1%、2%和3%的Dy后，铸态WE43镁合金晶粒大小基本不发生变化，所以Dy对铸态WE43镁合金的晶粒细化作用很微弱，这主要是由于Zr元素不参与成相，弥散分布于α-Mg基体中的Zr颗粒和富Zr环可促进形核，对镁合金具有显著的晶粒细化效果。

1.2 Dy对现有铸造镁合金显微组织的影响

添加Dy会促使铸态ZK10、ZK60和Mg-2Zn-0.5Zr合金中析出第二相，并且析出量随着Dy添加量的增加而增加。铸态AZ31-0.6Ce合金中添加Dy后，合金中第二相种类和数量会发生变化，是因为Dy原子与β相中Al原子发生反应，生成Al2Dy相，使β相减少，而且随着Dy添加量增加，还会生成MgDy3相。而添加Dy元素并不会改变铸态WE43镁合金第二相的结构和类型，只是随着Dy元素添加量的增加，析出第二相的数量更多、尺寸更大和形状更加复杂。

研究发现，添加Dy元素并不会改变铸态WE43镁合金相的结构和类型，合金均由α-Mg基体、骨骼状Mg5RE和块状相RE17Mg3组成，只是随着Dy含量的增加，合金凝固过程中会析出的数量更多、尺寸更大（块状相尺寸不变）和形状更加复杂的共晶相。伊军英发现，铸态WE43镁合金骨骼相和块状相分别为Mg5(Y0.28Nd0.72)和为(Y14.4Nd2.6)Mg3；铸态WE43-2Dy镁合金骨骼相的成分为Mg5(Y0.30Nd0.65Dy0.05)，块状相的成分为(Y12.2Nd2Dy2.8)Mg3；铸态WE43-5Dy镁合金骨骼相的成分为Mg5(Y0.30Nd0.49Dy0.21)，块状相的成分为(Y9.8Nd2Dy5.2)Mg3。所以，Dy元素的添加，第二相仍为Mg5RE和RE17Mg3，结构保持不变，但第二相中稀土元素含量会发生变化。

1.3 Dy对铸造镁合金力学性能的影响

结合目前的研究成果可以看出，添加适量的Dy可提高铸态ZK10、ZK60、Mg-2Zn-0.5Zr和AZ31合金以及铸态和热处理态WE43的综合力学性能，而且与Y和Nd等其他RE元素复合添加时，对合金力学性能的提高效果更明显。

铸态ZK10 0.6Dy和ZK10 0.6Dy 0.2Nd合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率较ZK10合金分别提高了64%、17%、164%和89%、43%、232%。由此可见，添加稀土元素Dy可大幅提高ZK10合金的力学性能，并且同时加入 0.6%的Dy 和0.6%的Nd对铸态ZK10 合金拉伸性能提高效果更明显，见表1。铸态Mg-2Zn-0.5Zr镁合金中分别添加0.5%、1%、1.5%、2%、3%的Dy元素后，合金的屈服强度、抗拉强度和伸长率均先增加后降低，其中含1%的Dy的合金的抗拉强度和伸长率最高，含1.5%的Dy合金的屈服强度最高。Mg-2Zn-0.5Zr 1.5Dy铸态合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别为154 MPa、84 MPa和8.6%，力学性能较优良，较铸态Mg-2Zn-0.5Zr合金分别提高了7.41%、27.27%和8.86%，见表2。较ZK60铸态合金相比，ZK60 1Dy铸态合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别降低、不变和升高，而ZK60 1Y铸态合金的均提高，ZK60 1Dy 1 Y 合金的力学性能明显升高，分别较ZK60合金提高了5%、17%和177%，见表3。

研究发现，将未添加和添加Dy元素的铸态WE43镁合金分别在525 ℃固溶 8h，随后在250 ℃时效16 h和在525 ℃固溶8 h，随后在225 ℃时效12 h后，对获得的T6状态的合金进行常温和高温拉伸，结果表明，铸态WE43镁合金中添加Dy后，T6状态合金常温和高温下的抗拉强度和屈服强度均会升高，而伸长率会明显降低，并且随着添加的Dy质量分数由1%增加到3%，合金抗拉强度和屈服强度增加，但趋势逐渐变缓，而伸长率呈现降低趋势，且趋势减慢，见表4.

2Mg-Dy-RE基稀土铸造镁合金开发现状

Mg-Dy-RE基主要包括Mg-Dy-Nd、Mg-Dy-Zn、Mg-Dy-Cu、Mg-Dy-Ni、Mg-Dy-Sm和Mg-Dy-Al基，而现有关于Mg-Dy-RE基铸造镁合金铸态和热处理态的显微组织和力学性能的研究主要集中于Mg-Dy-Nd和Mg-Dy-Zn基。

2.1 Mg-Dy-Nd基镁合金

Mg-Dd-Nd镁合金铸态显微组织主要由α-Mg基体和第二相组成，而且随Dy含量增加，第二相含量增加，合金铸态和热处理态抗拉强度和屈服强度明显提高，伸长率迅速下降。崔媛等研究发现，铸态Mg-Dd-Nd-Zr合金由α-Mg基体和Mg5RE第二相组成，而且Mg5RE第二相含量随Dy含量增加而增加，导致合金抗拉强度直线增加，而伸长率急剧降低。李德辉发现，铸态Mg-xDd-3Nd-0.3Zr (x=7、10、12）合金主要由α-Mg基体、沿晶界偏聚的骨骼相Mg5RE和块状RE17Mg3相组成，随Dy含量升高，第二相数量增多，晶粒尺寸基本保持不变，固溶处理后，共晶Mg5RE相消失，而块状相仍然存在，晶粒尺寸增大。合金经T6处理后，力学性能见表5，可以发现，随Dy含量增加，热处理态合金常温和高温抗拉强度和屈服强度明显提高，伸长率迅速下降，而且200 ℃下时合金强度下降不多，而伸长率明显增加，所以采用该材料铸造的铸件可于200 ℃左右高温环境下长期稳定服役。

2.2 Mg-Dy-Cu/Ni/Zn基镁合金

加入Zn、Cu或Ni后，Mg-Dy-Cu/Ni/Zn基合金中会形成长周期堆积有序相（LPSO），合金的铸态力学性能提高，并且后续的热处理会改变LPSO相的形貌。研究表明，Mg-2Dy（摩尔分数，%）铸态合金析出相为Mg24Dy5相，而Mg-2Dy-0.5Zn、Mg-2Dy-0.5Cu和Mg-2Dy-0.5Ni(摩尔分数，%)铸态合金析出相为长周期堆积有序相(LPSO) 。铸态Mg-2Dy-0.5Zn、Mg-2Dy-0.5Cu和Mg-2Dy-0.5Ni合金的二次枝晶臂间距分别为45、52和26 μm，所以，相较于Zn和Cu，Ni的加入有效地细化了二次枝晶臂间距。铸态Mg-2Dy-0.5Ni合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别为176 MPa、120 MPa和15.5%，力学性能最佳。与二元合金相比，Zn和Cu，Ni的加入提高了合金的铸态力学性能，主要原因是Zn和Cu，Ni加入后合金中LPSO相的形成。YUAN等发现，Mg-2Dy-0.5Ni（摩尔分数，%）合金铸态组织为：α-Mg 晶间LPSO相 立方Dy相。铸态合金经565 ℃×12 h固溶处理后，LPSO相形貌会发生变化，由原来的竹节状转变为块状和点状。

刘婧发现，Mg-3Dy-2Zn-0.5Gd-0.5Zr合金铸态显微组织由α-Mg基体、片层状LPSO（Mg12ZnRE）和颗粒状Mg3Zn3RE2相组成。铸态合金经过520 ℃固溶12 h后，合金由α-Mg基体和颗粒状Mg3Zn3RE2相组成，片层状LPSO（Mg12ZnRE）完全溶解，颗粒状Mg3Zn3RE2相部分溶解（见图1）。固溶态合金经不同温度和时间时效处理后，会析出种类不同的第二相。固溶处理可提高合金的拉伸性能，尤其是抗拉强度和伸长率大幅提高，随后的时效热处理可以大幅提高合金的抗拉强度和屈服强度，而伸长率基本保持不变。铸态Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr合金中添加0.5%和1%的Gd可分别提高和降低合金力学性能，见表6。BI发现铸态Mg-2Dy-6Zn（摩尔分数，%）合金除了α-Mg之外，第二相主要包括Mg3DyZn6（I）、Mg3Dy2Zn3（W）、Mg（Zn Dy）和Mg0.97Zn0.03相，经过固溶处理（480 ℃，12 h）后，I相和大部分W相溶解，剩余W相转化为Mg（Dy Zn）相和MgDy3相，固溶处理后的合金经人工时效处理（200 ℃，8 h），I相和细小的W相会从α-Mg基体中时效析出。

（a）铸态 （b）固溶态

图1 Mg-3Dy-2Zn-0.5Gd-0.5Zr合金铸态和固溶态SEM图片

3Mg-RE-Dy基稀土铸造镁合金开发现状

Mg-RE-Dy基包括Mg-Dy-Zn基和Mg-Gd-Dy基，而关于Mg-RE-Dy基铸造镁合金铸态和热处理态的显微组织和力学性能的研究主要集中于Mg-Gd-Dy基。

3.1 Mg-Y-Dy基镁合金

目前关于Mg-Y-Dy基铸造合金的研究较少，尤其是关于Mg-Y-Dy基热处理态合金的组织和性能方面的研究。钟罗喜等发现铸态Mg-4Y-3Dy-0.4Zr 1Gd、Mg-4Y-3Dy-0.4Zr 0.2Zn和Mg-4Y-3Dy-0.4Zr 1Gd 0.2Zn合金的晶粒尺寸分别约为18、33和50μm，可见单独添加1%的Gd元素后，合金晶粒尺寸最小，晶粒尺寸差异可能与过冷度不同有关。Mg-4Y-3Dy-0.4Zr 1Gd合金由α-Mg和两种颗粒相组成，颗粒相分别为Mg24Y5相和Mg3Dy17相，而Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-0.2Zn和Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-1Gd-0.2Zn合金由α-Mg和较多的颗粒状Mg24Y5、Mg3Dy17相以及少量的层片状Mg12YZn组成。添加1%的Gd、0.2%的Zn和1%的Gd 0.2%的Zn后的3种合金铸态组织晶粒尺寸依次增大、第二相的含量依次增多以及铸态力学性能依次递减，见表7。毕媛研究了Mg-4Y-3Dy-0.4Zr合金中添加1%的Gd、0.2%的Zn和1%的Gd 0.2%的Zn后铸态合金的显微组织和力学性能变化，获得了与上述大致相同的结论，但颗粒状第二相为Mg5RE而不是Mg24Y5，其二是单独添加0.2%的Zn合金的伸长率为6.5%，为3种合金中的最高值。铸态合金经过固溶处理后，合金中第二相Mg5RE和Mg3RE17发生溶解，时效处理后，合金中析出细小颗粒状相，由于尺寸太小，在XRD图谱中无法检测到。合金经T6热处理后，室温力学性能不但没有提高，反而出现明显下降，见表7。

3.2 Mg-Gd-Dy基镁合金

Mg-Gd-Dy基合金中加入Zr元素可明显细化晶粒尺寸、提高合金铸态和热处理态的综合力学性能，并且随重稀土元素Gd和Dy含量的升高，热处理态合金抗拉强度和屈服强度明显提高，而伸长率迅速下降；加入Zn之后，合金中形成LPSO相，热处理态合金伸长率极大提高，但是抗拉强度和屈服强度均明显下降。王振林等发现，铸态Mg-2.58Gd-1.32Dy-0.12Zr合金除了α-Mg基体相并无其他项析出，而铸态Mg-10.94Gd-4.98Dy-0.13Zr合金中有其他相析出，析出相为Mg5RE相。铸态Mg-2.58Gd-1.32Dy-0.12Zr合金和Mg-10.94Gd-4.98Dy-0.13Zr合金抗拉强度和伸长率分别为160 MPa和11.17%、176 MPa和0.67%。任峻等研究了DG82K合金和DG28K合金铸态和热处理态的显微组织和力学性能，发现二者铸态组织均由 α-Mg基体和第二相组成，但是前者第二相含量低于后者，同时前者晶粒尺寸（58μm）也小于后者（68μm），合金经过520 ℃固溶8 h后，DG82K合金中第二相全部溶解，DG28K合金第二相部分溶解。力学性能方面，无论是铸态还是T4态，DG82K合金常温力学性能均低于DG28K合金，两种合金经过固溶处理后，抗拉强度和屈服强度均略微降低，伸长率略微升高，见表8。LI等发现，铸造Mg-4.0Gd-3.5Dy-3.1Nd-0.4Zr镁合金铸态晶粒尺寸约为25μm，合金经过时效热处理后，常温下抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为298 MPa、178 MPa和3.31%，而且合金在200 ℃以下高温拉伸时，力学性能较铸态无明显下降。吴若愚发现，铸态Mg-6Gd-xDy-0.4Zn（x=1.0 2.0 3.0，质量分数%）合金中随Dy含量增加，合金晶粒尺寸逐渐增大，第二相种类不发生变化，均为Mg24(Gd Dy Zn)5相，而形态发生变化：少量颗粒状 大量断续的孤岛状→大量颗粒状 少量短絮状→颗粒状 短絮状 长条状和“字母状”，其中含1%Dy的合金具有较佳的铸态室温力学性能；铸态Mg-6Gd-2Dy-xZn（x=0.4 1.0 2.0，质量分数，%）随Zn含量不同，合金第二相种类会发生变化：Mg24(Gd Dy Zn)5相 →Mg3(Gd Dy Zn)相→Mg3(Gd Dy Zn)相，其中含2%Zn的合金具有较佳的铸态室温力学性能；铸态Mg-xGd-1Dy-0.4Zn（x=6.0 8.0，质量分数，%）合金随Gd含量不同，合金第二相种类会发生变化：Mg24(Gd Dy Zn)5相→Mg24Gd相 Mg12GdZn相，其中含8%Gd的合金具有较佳的铸态室温力学性能。经T6热处理后，合金的抗拉强度和屈服强度提高，而伸长率出现下降，见表8。

4问题与展望

由于Dy元素与Gd元素原子半径、晶体结构和物理、化学性质相似，而且在高温中Dy元素在镁合金中具有更高的固溶度，随温度降低，固溶度迅速下降，具有显著的固溶强化和析出强化效应，所以含Dy稀土铸造镁合金具有很大的发展潜力和研究价值，有望在高强耐热稀土铸造镁合金领域做出贡献。目前，国内外关于含Dy铸造镁合金的研究已取得一系列结果，但是相比于含Gd和含Y铸造稀土镁合金，现有对于含Dy铸造稀土镁合金的研究仍处于初级阶段。对未来含Dy铸造镁合金的发展作出以下几点展望：

（1）将Dy元素添加到更多种类的现有铸造镁合金中，系统研究添加前和添加后合金显微组织和力学性能的变化。

（2）通过学习和借鉴Mg-Gd基和Mg-Y基铸造镁合金成功开发的经验，分析和总结影响稀土铸造镁合金研究开发的主要因素，研究开发出高强耐热Mg-Dy基稀土铸造镁合金。

（3）通过设计大量Dy与Gd、Y和Nd等其他稀土元素复合添加的镁合金熔炼试验，研究Dy与其他稀土元素间的相互作用，以及对镁合金显微组织和力学性能的影响规律。

（4）研究复合添加Dy与Zn/Cu/Ni等元素的镁合金显微组织和力学性能，尤其是各种元素含量变化对LPSO相组织和结构的影响，以及LPSO相对镁合金显微组织和力学性能的影响。

（5）现有关于含Dy稀土铸造镁合金的研究主要集中于显微组织和力学性能上，而关于铸造性能和腐蚀性能等其他性能研究很少，后续需要加强。

文献引用格式：安如爽，苏鑫，冯志军，等. 含Dy铸造镁合金显微组织和力学性能的研究现状[J].特种铸造及有色合金，2021 41（11）：1374-1380.