​上海交通大学丁文江院士团队：含高丰度稀土元素的镁合金研究进展

上海交通大学丁文江院士团队：含高丰度稀土元素的镁合金研究进展

镁合金由于密度低、比强度和比刚度高、阻尼性能好、储量丰富、易回收再生等特点，被誉为21世纪最佳的绿色工程材料，在3C产品、航空航天、轨道交通领域具有广阔的发展前景，并取得了可观的研究和应用成果。尤其是在“碳达峰”和“碳中和”背景下，镁合金优异的轻质性带来了显著的减重减排效果，而极丰富的储量又为其广泛应用提供了有力的保障。因此，镁及镁合金的发展与普及是实现双碳目标最佳的解决方案之一。然而，现阶段镁合金的多领域、深层次应用仍需克服许多困难，如力学性能欠佳、耐蚀性差等，限制其在结构材料领域的应用。

我国是稀土储量第一大国，拥有极其丰富的稀土资源，约占全球总储量的38%。同时，我国是最主要的稀土生产国，占比超过了世界稀土原材料产量的80%，并且出口量也位居世界前列。其中，高丰度稀土资源Y（钇）、Sm（钐）、Ce（铈）、La（镧）是我国的优势资源，其储量丰富，占我国稀土总量的70%以上，并且成本较低，有望大批量工业应用。研究表明，高丰度稀土添加于镁合金中可有效改善镁合金的显微组织、室温及高温性能和铸造工艺性能等。适量高丰度稀土的添加，可细化晶粒、起到固溶强化和第二相强化的作用，还可促进再结晶以弱化织构，改善镁合金的力学性能；同时，适量高丰度稀土的引入还能促进第二相向低腐蚀电位第二相的转化、组织的均匀细化及形成更稳定的氧化膜，优化镁合金的耐蚀性能等。因此，镁和高丰度稀土两种优势资源的整合成为了近年来的研究热点。

上海交通大学丁文江院士团队李德江副研究员在《特种铸造及有色合金》期刊上发表了“含高丰度稀土元素的镁合金研究进展”一文，文章指出镁合金质量轻、比强度比刚度高、储量丰富、易回收再生，成为双碳背景下的研究热点，但力学性能欠佳、耐蚀性差等问题制约了其更广泛的应用。近年来，国内外将镁和高丰度稀土两种优势资源相结合，针对含高丰度稀土镁合金的结构和功能特性开展了广泛研究。重点综述了Y、Sm、Ce、La等高丰度稀土元素对镁合金显微组织、力学性能、耐蚀性能以及导热性能的作用规律及研究进展，提出了含高丰度稀土镁合金亟待解决的问题及未来深入研究的方向。

1 Y和Sm对镁合金力学性能的影响

Y是镁合金中迄今为止研究最丰富、强化效果最好、应用最广泛的稀土元素之一。Y在Mg中的极限平衡固溶度高(约为11.4%, 567 ℃)，而另一稀土元素Sm约为5.9 % (542 ℃)。由于Y和Sm较高的固溶度，主要通过固溶强化、时效强化、第二相强化、晶粒细化来增强变形和铸造镁合金的室温和高温力学性能。

1.1 Y的强化机制及织构弱化效应

Y加入镁合金中易生成含Y第二相，挤压态Mg-1Al-xY(x = 3, 5, 8，%，质量分数) 合金中，高热稳定性、高硬度的Al2Y相在挤压后被分解成更细的颗粒并均匀分散，强化了该合金的力学性能。铸态Mg-5Li-3Al-2Zn-0.8Sn-1.2Y 和Mg-4Li-3Al-1.5Y合金中的Al2Y相亦发挥了明显的第二相强化作用。此外，1%的Y加入还可显著细化Mg-10Gd-0.2Zn-0.4Zr合金中β′沉淀并增加其数量密度，阻碍位错运动，提高合金的力学性能。

在 Mg-Ni、Mg-Zn、Mg-Cu、Mg-Co合金中引入 Y后会形成长周期堆垛有序结构(LPSO, Long period stacking ordered)，其本质是一种周期性的堆垛层错，包括 6H、10H、14H、18R 及24R，其中数字代表原子堆垛层数，而H、R则分别代表六面结构和棱面结构。一般地，合金中LPSO相的体积分数和尺寸随Y含量而增加，LPSO可协同优化合金的强度与塑性，获得良好综合力学性能的合金，其原因包括阻碍位错运动提高强度和阻碍晶粒粗化以提高塑性，还能导致α-Mg基体的纳米硬度增强及更均匀的硬度分布。

Y在工艺过程中反应生成或时效析出的热稳定第二相有利于镁合金的高温力学性能。QIAN X Y等将0.3% 的Y添加到Mg-0.5Sn合金中，见图1，Sn3Y5与α-Mg晶体学错配度小，可作为Mg基体的异质形核质点，导致晶粒细化，进而使室温抗拉强度和伸长率分别提高21%和191%。随着Y含量升高，在挤压态Mg-0.5Sn-3.5Y合金中形成大量的热稳定性Sn3Y5纳米颗粒，优化了镁合金的高温力学性能。

除第二相强化外，Y还能导致明显的晶粒细化效果，原因在于Y是镁合金中的一种表面活性元素，在凝固过程中可以在晶界形成第二相，阻碍晶粒长大。当然，Y在α-Mg中的高固溶度带来的固溶强化效应也不容忽视。YANG W等探究了Mg-xY (x= 1, 5 ，%)合金在ECAP过程中的组织和性能演变。与Mg-1Y合金相比，Mg-5Y合金具有更细小的晶粒，强度和塑性可同时提高，这是由固溶强化、晶粒细化和组织均匀化共同导致的。Y含量为0.6 %时，轧制态Mg-8Li-1Al-xY-0.6Ce合金具有良好的力学性能及各向同性，力学性能的优化主要是通过固溶强化、第二相强化、晶粒细化实现的。

图1 Mg-0.5Sn-0-3Y合金的TEM结果

(a) Mg//Sn3Y5电子衍射图谱, (b)Mg基体的衍射图, (c) Mg基体和Sn3Y5界面的高分辨图像

镁合金的织构弱化通常触发于再结晶和晶粒长大过程中，含Y第二相可通过颗粒激发成核(PSN)促进动态再结晶(DRX)过程，从而弱化镁合金的基面织构。挤压态Mg-6Zn-xY-0.5Ce-0.4Zr合金DRX区域的面积分数随Y增加，归因于PSN机制，当Y为0.2% 时合金力学性能最优。表1为部分代表性含Y镁合金室温及高温拉伸力学性能及强化机制的总结。

1.2Sm的强化机制以及再结晶及合金元素偏析的影响

Sm主要通过第二相强化和细晶强化增强镁合金的力学性能。研究表明，Sm的加入明显提高了铸态Mg-14Gd-0.5Zr合金的室温和高温强度。Sm含量为1 %时，抗拉强度达495 MPa，主要归因于细晶强化和动态析出物的第二相强化。铸态Mg-6.0Zn-0.5Zr合金的晶粒因Sm引入而细化，并且主要金属间相从MgZn2转变为Mg3Sm2Zn3相。Sm的加入导致挤压态基体中形成更细、更稳定的球形纳米级沉淀，进一步提高了ZK60合金的强度，主要强化机制为细晶强化和第二相强化。挤压态Mg-9Li-5Al合金中添加Sm导致了粒状Al2Sm相的形成，该合金的最优抗拉强度为283 MPa，比原合金高约25%，主要原因是Al2Sm作为α-Mg相的有效异质成核基底，细化晶粒；细Al2Sm颗粒阻碍位错运动，在其附近形成位错堆积。通过添加Sm，Mg-5Y-2Nd-xSm-0.5Zr合金的晶粒得到细化，Mg(Nd, Sm)析出物变多。该合金塑性的优化归因于晶粒细化、Sm促进非基面滑移位错的激活以及孪晶和位错之间的相互作用，强化机制主要包括细晶强化、第二相强化和固溶强化。

Sm的加入通过动态沉淀激活颗粒激发成核机制，显著促进了动态再结晶过程，导致更细的再结晶晶粒和更低的织构强度。Sm诱导该合金在热压缩过程中产生了更多的动态沉淀，提高了DRX成核速率，细化了动态再结晶晶粒。其动态再结晶机制为连续动态再结晶(CDRX)和PSN机制。类似地，Sm的加入促进了挤压态Mg-Gd(-Sm)-Zr合金的动态沉淀，动态沉淀可以激活PSN机制以促进DRX成核。。

Sm的引入还可促进其他合金元素的晶界偏析。ZHANG Z等证明，微量Sm可显著增加挤压态Mg-Zn-Ca-Mn合金中Zn和Ca的晶界偏析，见图2和图3，提高屈服强度、优化晶粒的热稳定性、并抑制晶粒生长和退火期间偏析原子与晶界的分离。由于Sm原子的半径介于Zn和Ca之间，这可能有助于进一步优化晶界处的弹性应变。即Zn、Ca和Sm沿GBs共偏析的主要驱动力被认为是最小化由溶质原子和Mg原子之间的尺寸失配引起的晶界中位错的弹性应变。

图2挤压态Mg-0.75Zn-0.35Ca-0.35Mn和Mg-0.75Zn-0.35Ca-0.35Mn-0.15Sm合金的晶界偏析HAADF-STEM图像和EDS图

2 Ce和La对镁合金力学性能的影响

Ce在Mg中的固溶度较低(~0.74 %, 590 ℃)，固溶强化效果有限，但易通过第二相强化和细晶强化增强镁合金的力学性能，此外，Ce还常用于调控镁合金的织构。La是在Mg中极限平衡固溶度最低的常用稀土元素之一(~0.4 %, 610 ℃)，在镁合金中的微量添加可影响第二相、再结晶过程以改善镁合金的力学性能。

2.1 Ce的织构弱化效应及强化机制

颗粒激发成核机制、稀土原子与位错和晶界的相互作用（如溶质拖拽效应等）将显著影响镁合金的再结晶行为，从而改变其织构强度。Ce是有效的镁合金织构改进剂，常用于改善变形镁合金的织构特征和塑性。MISHRA R K等在纯Mg中加入0.2 % Ce，合金伸长率明显增加，原因是Ce的引入明显弱化了挤压态合金的织构（见图3）。微量Ce原子可促进Mg基体中非基面位错的激活，含Ce第二相可通过PSN机制促进DRX，导致织构弱化，两种机制作用共同提高塑性。Mg-Sn-Ca三元合金中第二相的体积分数随Ce含量增加，导致强基面织构的挤压Mg-Sn-Ca合金的织构弱化。由于强基面滑移的激活和均匀分布的拉伸应变，添加0.2 % Ce的挤压态合金的伸长率达到最大值27.6%，比Mg-Sn-Ca三元合金提高约26%。然而，Ce的过量添加(0.5%和1.0 %)将使第二相颗粒变粗，损害塑性。由于织构弱化和带状分布第二相粒子增加，Ce的加入极大缓解了挤压态Mg-Sn-Ca三元合金的拉压屈服不对称性。

图3 完全再结晶纯镁和Mg-0.2Ce合金的EBSD 分析和轴向织构图

Ce在镁合金中可引发细晶强化及第二相强化，0.5 % Ce细化了铸态Mg-8Gd-1.2Zn-0.5Zr合金晶粒，并导致主要金属间相Mg3RE的晶格膨胀，提高了变形合金的室温和高温强度，原因是更细的DRX晶粒、更高体积的DRX区域和更多的Mg-RE金属间化合物颗粒。Ce的晶粒细化效应归因于Ce有效地诱导Mg-Al-Ca-Ce合金中沿晶界和位错的溶质偏析(见图4)，从而导致Mg-Al-Ca-Ce合金晶粒尺寸降低至0.7~0.8 µm。具有强织构的亚晶粒的形成、由于偏析产生的残余位错和大量的纳米沉淀共同有助于提高Mg-Al-Ca-Ce合金的屈服强度。

图4 挤压态Mg-1.2Al-0.4Ca-0.2Ce试样(23 nm×23 nm×198 nm)的原子探针断层扫描(APT)图

Ce的加入可引起合金中第二相成分和形貌的转变。LI J S等研究了微量Ce(0, 0.1，0.3，%，质量分数)对轧制Mg-0.6Al-0.5Mn-0.2Ca合金板材的微观结构演变和力学性能的影响。加入0.1 % 的Ce时，部分Al8Mn5相转变为Al8Mn4Ce，随Ce添加量增加而出现Al-Ce相。向Mg-4Sn合金中添加1%, 2%和4 %的 Ce则会产生新的金属间相(Ce5Sn4和MgSnCe) 。而向Mg-Sn-Ca三元合金中添加Ce，第二相的种类从CaMgSn转变为(Ca,Ce)MgSn和Mg12Ce。FU T等在Mg-1.2Al-0.4Ca基体中添加微量(0.2%)Ce，板状Al2Ca纳米相转变为Al-Ce相。Ce的加入细化了挤压Mg-1Gd-0.5Zn-xCe板材的晶粒尺寸，并导致Mg12Ce相的形成，其体积分数随Ce增加。综上，第二相强化和晶粒细化同时提高了合金的强度。

2.2La的强化机制及对再结晶的影响

La的引入可形成新的含La第二相，其形貌随添加量而改变，具有第二相强化作用。XUE H S等在AZ80镁合金中加入(La和Ce)，随着La含量增加，La取代了Al11Ce3中的部分Ce转变为Al11RE3相。La的掺杂将导致晶格畸变，这增加了Al11RE3相生长表面上的表面能，并加速了其在(001)方向上的生长速率，导致管状Al11RE3相的形成。0.5 %的 La明显改善了热挤压Mg-9Gd-3Y-0.5Zr合金的力学性能，实现了480 MPa的高屈服强度，伸长率为6%。少量La的加入使存在于晶界和晶粒中的金属间化合物增多(见图5中箭头)，阻碍了晶粒长大而形成更细晶粒，即少量La的加入通过晶粒细化改善了该合金的强度和塑性。

图5 (a, c, d) Mg-9Gd-3Y-0.5Zr铸锭 (b, e-i) 热挤压前Mg-9Gd-3Y-0.5Zr-0.5La铸锭 (a, b)背散射SEM图像 (c, e, g) BF-TEM显微照片 (d, f, h) 对应的晶界处的沉淀(c, e)和在α-Mg晶粒中的沉淀(g)的SAED图案 (i) HAADF-STEM图像以及α-Mg晶粒中沉淀的EDS图

La具有影响再结晶，弱化织构的性质，添加少量La可显著促进Mg-Dy合金双孪晶的激活，导致Mg-Dy-La合金退火后的再结晶更快，晶粒尺寸更细，织构较弱。向ZK60合金中添加0.5%和1.0%的La引发半连续网状Mg-Zn-La三元相的形成，挤压后，第二相破碎成沿挤压方向分布的细颗粒，通过PSN机制刺激其周围新晶粒的成核，并在挤压过程中促进DRX，DRX分数增加，基面织构强度也随之降低（见图6）。根据EBSD分析，通过DDRX(非连续动态再结晶)和PSN机制，挤压态合金中存在较少的孪晶和丰富的DRX晶粒，因此，基面织构减弱，施密特因子值增加。这种微观结构和织构有利于增强挤压合金的强度和塑性。

(a) ZK60, (b) ZK60-0.5La, (c) ZK60-1La合金

图6 ZK60, ZK60-0.5La和ZK60-1La合金在300 ℃下挤压的(0002)和(10-10)极图

3高丰度稀土对镁合金耐蚀性能的影响

镁合金固有的高电化学活性以及较疏松的表面膜是其耐腐蚀性差的根本原因，解决镁合金的耐蚀性问题是其在结构材料领域广泛应用的前提条件。镁合金的主要腐蚀类型是电偶腐蚀，镁的标准电化学电位要低于绝大部分金属 (-2.37 V)，故当其与电位较高的金属Fe、Cu、Ni、Si接触时，电位较低的镁作为阳极则会发生严重的电偶腐蚀。此外，第二相或固溶体由于与镁基体存在电位差，还会导致微电偶腐蚀。

大量研究证实，高丰度稀土可改善镁合金的耐蚀性能，其机理在于，高丰度稀土的引入导致高电位第二相向低电位第二相的转变、基体与第二相电位差的缩小、更稳定氧化膜的形成、更细小晶粒的形成以及第二相的细化和均匀分布等。

3.1 含Y/Sm第二相对耐蚀性能的影响

Y加入镁合金中，可形成腐蚀电位较低和细小均匀分布的第二相以及更细的晶粒，优化了镁合金的耐蚀性能。ZENGIN H等发现随着Y含量的增加，低压压铸Mg-6Zn-0.5Zr-1Nd合金的平均晶粒尺寸显著减小，形成了细小均匀分布的I相(Mg3Zn6Y)和W相(Mg3Zn3Y2)，故添加1 %的 Y改善了耐蚀性。LEE D S等在挤压态Mg-8Sn-1Zn-1Al合金中添加0.04 % 的Y，添加前后合金的平均腐蚀速率分别为12.7和4.2  mm·a−1。耐蚀性的优化归因于高电位Al5Fe2颗粒向低电位双相Al8Fe4Y-MgSnY颗粒的转变(见图7)，降低了α-Mg与第二相的电位差，从而降低了合金对微电流腐蚀的敏感性。在Mg-Li-Al-(Y)合金体系中，Mg-10Li-3Al-0.6Y合金具有更好的耐腐蚀性(2.14 mm·a−1)，原因是高含量短棒状α-Mg相的均匀分布形成了腐蚀屏障，抑制了β-Li基体的严重局部溶解。

(a) Mg-8Sn-1Zn-1Al (b) Mg-8Sn-1Zn-1Al-0.04Y合金

图7 Mg-8Sn-1Zn-1Al和Mg-8Sn-1Zn-1Al-0.04Y合金的电势图，其中电势分布沿着图中的线A和B以及线C和D

除Y的单独适量添加外，Y和Zn/Mn的复合添加也可优化镁合金的耐蚀性，LI J G等研究表明，Y和Zn的复合添加提高了Mg-6.5Li合金的耐蚀性，具有LPSO相的Mg-6.5Li-0.8Y-0.3Zn合金由于其表面形成的微电流最小而具有最少的腐蚀坑，从而耐蚀性最佳。但过高的x（Y）/ x（Zn）会恶化耐蚀性，原因是分散细小的板状LPSO相加剧了微电偶腐蚀，进一步增加了析氢速率。另外，Mg-3Al-1Zn-0.05Mn-0.03Y合金的腐蚀速率为0.91  mm·a−1，比Mg-3Al-1Zn-0.3Mn合金降低了75%。耐蚀性显著提高的机理同样是Y使平均电位值较高的Al-Mn颗粒转化为平均电位值较低的Al8Mn4Y颗粒，从而降低了微电偶腐蚀敏感性。

Sm微合金化可形成低电位第二相、细化组织，改善镁合金的耐蚀性。Sm微合金化(0.4 %)促进了Mg-2Zn-0.3Ca合金中分散颗粒Ca2Mg6Zn3-Sm的形成，降低了第二相和基体的电位差，表现出优异的耐腐蚀性(1.26 mm·a−1)。类似地，0.02 % 的Sm微合金化显著提高了热轧Mg-8Sn-1Al-1Zn合金的耐蚀性，其腐蚀速率从19 降至2.7 mm·a−1，原因是Al8Fe4Sm颗粒替代了腐蚀电位更高的Al5Fe2颗粒。HU Z等研究了Sm对AZ91显微组织和腐蚀行为的影响。Sm与Al的优先反应导致Al2Sm的形成，细化了β-Mg17Al12相并降低了其面积分数，AZ91-Sm合金的腐蚀速率随Sm的增加而降低。

3.2 Ce/La的成膜特性对耐蚀性能的影响

Ce/La不仅能形成低电位第二相，还能改善镁合金的氧化/保护膜结构，优化镁合金的耐蚀性能。LI M X等研究表明，微量Ce的加入导致了Mg-0.6Al-0.5Mn-0.25Ca-xCe(x=0.1%～0.3%)合金中Al8Mn4Ce和Al11Ce3的形成，其比原第二相Al8Mn5的腐蚀电位低。含0.3% Ce的合金具有最低的平均腐蚀速率，为4.13 mm·a-1，比无Ce合金低6.5倍，致密复合氧化膜(MgO-CeO2) 以及含Ce相中杂质Fe的富集优化了镁合金的耐蚀性。WANG C M等发现轧制Mg-1.5Sn-0.5Ca-0.1Ce合金的腐蚀产物主要为Mg(OH)2和少量Ce氧化物/氢氧化物。Ce氧化物/氢氧化物可以填充Mg(OH)2膜中的孔，从而形成更致密的保护膜，其抑制了Cl-的渗透并减少了由第二相颗粒在合金表面上引起的活性位点，因此Mg-1.5Sn-0.5Ca-0.1Ce合金的腐蚀速率降低，但过量Ce对耐蚀性也会有负面影响。

纯镁与La合金化(x=0.2%～0.8%)降低了其腐蚀速率，归因于合金表面形成的含La2O3的保护膜，最低的腐蚀速率为2.4 mm·a−1，可作为镁-空气电池的潜在阳极材料。La含量进一步升高 (5 %)，可显著提高耐腐蚀性和放电活性(见图8)，原因是La减少了α-Mg相的自腐蚀并加速了腐蚀产物的剥落。而过量添加(10%)会因形成大面积LaMg12相而加速自腐蚀。在Mg-10Dy合金中引入0.7%的 La，该合金在室温下具有优异的耐蚀性能。与AZ91镁合金相比，其活化能和氧化物(Dy2O3、La2O3、MgO和MgCO3)浓度更高，故Mg-10Dy-0.7La合金的耐蚀性显著提高。

图8组装Mg-xLa合金空气电池的比容量、阳极效率、放电电压和功率密度的变化趋势和实时析氢曲线以及Mg-xLa阳极在10 mA·cm−2，3 h内的腐蚀速率以及析氢速率

4 高导热Ce/La镁合金

对力学性能有积极贡献的固溶原子、大部分第二相等都会弱化镁合金的导热性能，尤其是固溶原子，其会引起基体严重的晶格畸变，改变晶格常数，导致晶格完美度降低，从而降低热导率。而Ce/La镁合金有望解决力学-导热权衡矛盾，机理在于以下两个方面：其一，Ce/La在Mg中的固溶度较低，引起的晶格畸变小；其二，Ce/La与镁基体中的其他固溶原子反应，形成第二相而析出，导致α-Mg中的固溶原子减少，晶格完美度提高，热导率提高。并且含稀土第二相也可通过第二相强化提高镁合金的力学性能。

Ce/La在Mg中的低固溶度为高导热提供了便利，XIE T C等设计了Mg(97.4-99.4)Zn(1.5-2.4)La(0.2-0.6)和Mg(97.7-98.3)Zn(1.6-2.0)Ce(0.1-0.5)合金，根据热力学计算，该合金具有良好的导热性和屈服强度（>85 MPa）。GUO H Y等研究了Mg-RE (4%~12 % La、Ce、Nd、Sm)合金的导热性能。相比于高固溶度的Sm和Nd，由于La和Ce的固溶度较低，热导率受影响程度明显较小。类似研究表明，当摩尔分数低于0.15%时，Ce, Nd, Sm, Y对镁合金热导率的降低趋势大致相同，而高于0.15 %时，其对热导率的影响从小到大序列为Ce<nd<sm<y< font="">。不同种类固溶原子对α-Mg基体热导率的影响从小到大依次是Ce<nd<y<gd< font="">，与其在镁基体中的固溶度大小序列相吻合 ，见图9。

图9 固溶原子对α-Mg基体热导率的影响

此外，固溶原子与Ce/La反应生成第二相而消耗，可进一步提高镁合金的热导率。LIU Y F等发现，La与Mg-4Al-xLa合金中的固溶原子Al发生反应，改善了α-Mg的晶格完整性，减弱了电子和声子的散射，热导率达130 W/(m·K)。类似地，α-Mn纳米颗粒的沉淀将Mg-2Mn-xLa合金的热导率提高到135 W/(m·K)。RONG J等设计的高压压铸Mg-3RE (Ce, La)-0.5Zn合金热导率达到了133.9 W/(m·K)，高导热归因于α-Mg基体中的固溶原子的低含量，所形成的(Mg, Zn)12RE共晶相对力学性能有积极贡献（屈服强度约153 MPa）。

固溶原子反应消耗而生成第二相对合金热导率的影响是双面性的，一方面，固溶原子减少，热导率大幅提高；另一方面，由于金属间化合物中的原子结合键的多样性（包含离子键、共价键、金属键等），其自由电子数目远低于以金属键结合的金属基体，故所生成的第二相热导率较低，并且还会成为电子和声子的散射源，故第二相会恶化镁合金的导热能力，然而其影响比固溶原子小得多，即固溶原子减少引起的热导率提高掩盖了低热导第二相带来的热导率降低。SU C等研究表明，Mg-Ce，Mg-Sm和Mg-Y合金中，平均每1%的固溶原子会导致合金的室温热导率降低约123.0 W/(m·K)，而每1 %的第二相仅降低6.5～16.4 W/(m·K)。由此可见固溶原子对热导率的影响明显强于第二相。因此，在设计兼具优异导热性能及良好力学性能的合金时，固溶度低、第二相强化效应良好的Ce/La具有得天独厚的优势。

5 总结与展望

通过第二相强化、晶粒细化、固溶强化、时效强化、再结晶弱化织构、促进固溶原子的晶界偏析等，改善了镁合金的室温和高温力学性能。生成腐蚀电位较低的第二相，降低了α-Mg与第二相的电位差，削弱了微电偶腐蚀敏感性；第二相的细化、均匀分布以及更稳定的氧化/保护膜，优化了镁合金的耐蚀性能。Ce/La的低固溶度以及固溶原子与Ce/La的反应消耗，优化了镁合金的导热性能。

高丰度稀土对镁合金的组织及性能调控发挥了关键作用，鉴于高丰度稀土资源在我国的优势性，含高丰度稀土镁合金在我国的发展及应用前景很大。然而，在其设计和研发中的问题与机遇并存，其一，目前对于高丰度稀土元素的引入以单一组元的微合金化为主，针对多性能共同优化、多组元协同添加的相互作用机理尚不明确，仍需系统性地深入挖掘；其二，大部分高丰度稀土的引入以试错模式开展，在清晰认识交互作用机理的基础上，基于材料基因工程数据库，建立高效、准确的合金性能预测模型，获得各项性能良好、平衡的含高丰度稀土镁合金将是今后的研发重点。

【本文献引用格式】

李德江,姚繁锦,曾小勤,等.含高丰度稀土元素的镁合金研究进展[J].特种铸造及有色合金,2023,43(8):1009-020.

LI D J,YAO F J,ZENG X Q,et al.Research rogress in magnesium alloys containing high abundance rare earth[J].Special Casting &

Nonferrous Alloys,2023,43(8):1009-1020.