八校联合顶刊《Acta》：高性能和结构稳定性的新一代超轻镁合金-网络知识

导读：具有体心立方 (BCC) 结构的 Mg-Li-Al 合金可以表现出卓越的比强度以及出色的延展性和耐腐蚀性。一般来说，由于会发生各种相变，这些合金的强度对加工温度非常敏感。本文研究了具有体心立方 (BCC) 结构的 Mg-Li-Al 合金析出的演变及其形态。在等温时效过程中确认了富铝区→θ（D0 3 - Mg 3 Al）→AlLi的相变序列。由调幅分解产生的结构被发现是实现峰值强度的微观结构。θ与基体界面处的纳米晶α-Mg相被确定为合金软化的主要原因。观察并验证了 θ → AlLi 转变的核壳模型。该研究结果加深了对 BCC Mg-Li-Al 合金的理解，并为开发具有更强强度和更好稳定性的新一代超轻合金铺平了道路。

作为具有潜在高比强度的最轻结构合金，镁 (Mg) 合金由于其在汽车、航空航天、电子、体育和医疗等领域对结构部件轻量化的需求日益增加而受到广泛关注。镁可以通过各种众所周知的机制来强化，例如固溶强化，晶粒细化和严重塑性变形。由于形成了不寻常的双相纳米结构，迄今为止报道的最高强度镁合金的屈服强度为 3-3.5 GPa。然而，该材料是通过磁控溅射制成的并且以薄表面膜的形式，这使得通过像铸造这样的标准工艺难以批量生产。镁合金的晶粒细化主要是通过在铸造过程中添加 Zr 来实现的。即使添加少量这种元素也能够将铸态晶粒尺寸从 1000 µm 减小到 50–100 nm。然而，这种晶粒细化对 WE54 合金的屈服强度没有显着影响。通过锻造制造工艺（如挤压、锻造和轧制）细化晶粒可提高镁合金的机械性能。由于六方密堆积 (HCP) 镁合金的成形性较差，它们通常在 250 °C 以上的温度下加工，以提高限滑系统中位错的移动性，这使成形过程复杂化并提高了成本. 到目前为止，提高镁合金屈服强度的最有效方法是通过与某些元素合金化以形成纳米级沉淀物的分散体。Nie [4]对 HCP 镁合金的析出和硬化行为进行了彻底的回顾，但对体心立方 (BCC) Mg-Li 合金中各种相变的研究仍然不足。

最近，据报道，一种称为 LA113 的 BCC Mg-Li-Al 合金，其成分（重量百分比）为 Mg-11Li-3Al，具有出色的综合性能，例如高比强度、良好的延展性和耐腐蚀性。与其他镁合金不同，发现 LA113 合金的强化（硬化）在从高于 350 °C 的固溶处理温度进行水淬后几乎立即达到峰值。最近的研究表明，这种强化是由于超快旋节线分解，然后是原位排序。在自然或人工时效后，发现合金通过形成半共格 θ (D0 3 - Mg 3 Al) 沉淀物而进一步强化。然而，这种合金很容易过时效，并且对时效温度特别敏感。在这里，据报道，θ 相在中间温度下转变为稳定的 AlLi 相，从而通过与 BCC 矩阵的损失相干性而降低强度。然而，转变温度从未被准确测量，这限制了这些合金的热处理优化。使用 XRD 发现 AlLi 的形成并伴有 α-Mg 沉淀。因此，推测 AlLi 析出是由于 θ 相分解。然而，需要直接的实验证据来揭示过度老化或相变导致强度降低的机制。

基于此，新南威尔士大学联合南京理工大学、南方科技大学、北京科技大学等八所国内外顶级研究机构研究了体心立方 (BCC) (wt.%) Mg-11Li-3Al三元合金在 380 °C 初始固溶处理和水淬后的相变顺序，然后连续加热至不同温度并重新加热-淬火。已识别的相变及其顺序为：BCC β相固溶→富铝簇（由于旋节线分解）（低T）→Mg 3 Al（θ）（中T）→AlLi（高T），随后合金的室温硬度随着时效温度的升高而显着降低，但在高于发生 θ 沉淀的温度时，由于富铝团簇的溶解和再沉淀，硬度再次增加。该工作揭示了合金中相变的完整序列，并为相变机制提供了形态学证据，为理解其他 BCC Mg-Li-X 合金中的相变提供了基础 ( X=Al、Ag、Cd、Zn），并为开发具有有吸引力的性能和微观结构稳定性的新一代超轻合金提供科学知识。

相关研究成果以题“Phase Transformations in an Ultralight BCC Mg Alloy during Anisothermal Aging”发表在金属顶刊Acta Materialia上。

链接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645422006280

计算得到的低活化能为 77.3 kJmol -1因为 θ 相的形成是该相在室温下不从富含铝的旋节线簇形成的热力学原因。由于富含铝的团簇作为 θ 相的成核位点，在中等温度下 θ 相的成核速率非常高，并且该相的生长是相变过程中的速率控制过程。在 θ 相和 BCC β 基体之间的界面处观察到大量纳米六方密堆积 Mg 颗粒的沉淀，这导致了共格性的损失，因此是硬度损失的主要原因。TEM 结果与计算和模拟相结合表明，从 θ 到 AlLi 相的转变发生在原位，并且可能通过拟包晶反应发生。

图 1。LA113合金在不同温度下的显微组织。(a) 收到的 LA113 的微观结构。(b-d) 分别在 125°C、250°C 和 300°C 下的样品显微结构。

图 2。淬火合金在加热至 125 °C 至 400 °C 范围内的不同温度期间的原位WAXS 光谱。

图 3。加热速率为 10 ℃/min、20 ℃/min、30 ℃/min 和 40 ℃/min 的淬火 LA113 合金的 DSC 曲线。

图 4。θ 相和界面的 TEM 研究。(a-c) BF、DF 图像和 θ 相位的 DP。(d) θ 相与基体界面的 HRTEM 图像。（e，f）（d）中由红色和黄色椭圆标记的区域的快速傅里叶逆变换（IFFT）模式。

图 5。AlLi 相和 EDS 映射的 TEM 研究。(a) BF 图像。（b-d）Al、Mg 和 O 的 EDS 映射。（ef）沿（a）中箭头所示路线的线映射，表明 AlLi 相的核壳形态，中心为富镁区。

图 6。LA113 合金中相变的 DSC 研究 (a) θ 相析出的程度随温度的变化。(b) θ 相的活化能作为转变度 α 的函数，和 (c) Avrami 指数作为 α 的函数，加热速率为 10°C/min。

图 7。硬度和微观结构演变作为时效温度的函数。所有硬度测试均在加热到给定温度的淬火样品上进行。

图 8。通过拟包晶反应从 Mg 3 Al 转变为 AlLi 的图示。

图 9。扩散界面结构模型

图 10。β-Mg/AlLi界面和Mg 3 Al/AlLi界面处Al原子的扩散活化能和扩散系数。

图 11。Mg-11wt%Li-3wt%Al 合金在 125 °C 下的模拟旋节线分解。t 表示无量纲时间，对应于模拟的迭代步骤。(a) 以 Al 调制为代表的旋节线分解过程。(b) 二维旋节线形态示意图，显示棒状富铝区沿 [100] 方向相互垂直。(c) 模拟旋节线微观结构的 3D 形态，显示基体中均匀分散的富铝区域。