环境保护和节能是全球性问题。 目前，燃料资源的枯竭和CO2 排放是学术界关注的重要问题[1]。在运输、军事、航天等领域中使用轻质材料可减少燃料消耗和环境问题[2]。 镁(Mg)是一种具有优异力学性能的结构材料， 是加工和应用中表现出高性能的合适候选材料， 尤其随着航空航天领域对轻质材料的需求不断增加，促进了镁基材料的开发研究[1,3]。然而，与其可替代材料，如铝合金和钢相比，镁合金虽作为最轻的轻质结构材料可大大减轻质量，但其强度低、塑性差、耐腐蚀性差等的缺点限制了其广泛应用[4-5]。
随着科技和轻量化技术的发展，近年来镁合金的发展取得显著成效， 如常见的镁合金(AZ91、AZ31)已经进行商业应用且日益成熟。 在此基础上，一些高性能新型镁合金也得到发展。 按照镁合金的成型工艺可分为铸造镁合金和变形镁合金两大类。这两种镁合金在成分、组织和性能上存在较大的差异。 因此基于上述背景，本研究将以铸造镁合金和变形镁合金为基体材料，针对镁合金的强度、塑性等性能方面的最新研究进展进行综述，并对未来镁合金的发展进行展望。
1 高性能镁合金的研究
1.1 高强度铸造镁合金
高性能铸造镁合金是变形镁合金的基础，目前，研究人员已经开发出了具有不同成分和性能的镁合金。 在纯镁中添加合金元素有助于改变其性质。 镁具有化学活性，可以与其他金属合金元素发生反应，形成金属间化合物，影响微观结构，从而影响镁合金的力学性能。 当前，研究者主要通过添加合金元素，利用固溶强化、析出强化等提升镁基体的力学性能[6]。 根据镁合金中所含合金元素的种类和比例的不同， 目前常见的镁合金有镁铝锌(Mg-Al-Zn)系、镁稀土(Mg-RE)系、镁锂(Mg-Li)超轻系等合金系列，下面将介绍这些合金体系目前的研究状况。
1.1.1 Mg-Al-Zn(AZ)系
Al 和Zn 元素是最早的镁合金合金化元素。 据报道，Al 是添加到镁中以提升镁合金强度和可铸性的最有利溶质。 根据Mg-Al 二元合金的相图，Al 在α-Mg 基体中的最大固溶度为12.7%(质量分数)。 铝元素的含量对合金性能的影响较大，随着铝元素含量的增加，合金的结晶温度范围变小、流动性变好、晶粒细化、 热裂及缩松现象等倾向明显得到改善，而且随着铝含量的增加，抗拉强度和疲劳强度得到提高。同时，Zn 也是最主要的合金元素之一，在共晶温度下，Zn 在α-Mg 基体中的最大固溶度为6.2%(质量分数)[7]。目前，AZ 系镁合金是镁合金的重要系列，在许多领域已经得到了实际应用。 为了提升AZ系镁合金的力学性能，包括稀土元素(RE)在内的许多元素被用于该系镁合金的合金化处理。 同时，向AZ系镁合金中添加稀土元素不仅可以起到细化晶粒的效果，形成强化相，同时也可对熔体起到净化、除气以及排除有害杂质元素的效果[8-9]。 Wang 等[10]在Mg-2Al-1Zn(AZ21)合金中加入钆(Gd)元素，研究了合金的显微组织、机械性能。 添加Gd 元素导致合金中形成(Mg,Al)3Gd 相和立方Al2Gd 相，显著改善了AZ21 合金的室温拉伸性能和高温性能。 由于钐(Sm)具有独特的斜方晶系结构，Liu 等[11]研究了添加Sm对AZ41-xSm(x=0、1、2、3,质量分数)合金的力学性能和耐腐蚀性的影响，添加2%(质量分数)的Sm 能显著细化晶粒， 使得AZ41-2Sm 合金具有极限抗拉强度(ultimate tensile strength，UTS)295.9 MPa 和屈服强度(yield strength，YS)216.4 MPa，相比未添加的分别提升了2.49%和6.92%。 同时，添加Sm 后AZ41 合金的腐蚀速率约为未添加合金的二分之一， 提升了合金的耐腐蚀性。 Nan 等[12]研究了不同钕(Nd)和Gd含量AZ80 镁合金的显微组织和力学性能， 添加0.6%Nd、Gd 所研究的合金表现出最佳的力学性能，其UTS、YS 和伸长率(elongation，EL)分别相对AZ80合金提升了34.37%(215 MPa)、52.63%(145 MPa)和60.19%(8.33%)。 Park 等[13]研究锡(Sn)对AZ82 合金力学性能的影响，因合金中形成了Mg2Sn 相对合金热处理过程中起到细化晶粒、固溶强化的效果，使合金的YS 和UTS 相对AZ82 提升了20.17%(280 MPa)和6.63%(370 MPa)。 Kim 等[14]研究了复合元素钙和钇(Ca+Y)对商用合金AZ31 的力学性能影响，添加Ca 和Y 提升了合金的强度，且不损失延伸性，其YS和UTS 分别增加42 MPa(~17%)和32 MPa(~9%)。并且合金的压缩屈服强度(compressive yield strength,CYS)也增加了36 MPa，从109 MPa 增加至145 MPa。然而，Mg-Al-Zn 系合金的强度和延展性仍不能同时满足一些重要零件的要求，限制了其潜在的应用。表1 为近年来针对合金元素改善Mg-Al-Zn 系合金显微组织和力学性能的研究[15-16]。
表1 添加各种合金元素改善铸态Mg-Al-Zn 系合金力学性能
Tab.1 Addition of various alloying elements to improve the mechanical properties of cast Mg-Al-Zn system alloys
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如表1 所示， 研究者选择了各种微合金化元素，如Ce、Nd、Y、Si、Pr、Ag、Sb、Sr 等，以进一步提升镁合金的力学性能。 其中，AZ91+0.8Y 合金具有优异的机械性能，这已被Zhang 等[18]所证实，向合金AZ91中添加少量的Y 会显著细化微观结构，包括初生相(α-Mg)和共晶相(β-Mg17Al12)。 细化微观结构提升了合金的力学性能和耐腐蚀性，热裂纹减少。
1.1.2 Mg-RE 系
近年来，高性能铸造镁合金的开发受到全球的广泛关注并取得许多积极成果。 目前商业铸造镁合金除了Mg-Al-Zn 系合金外，Mg-RE 系合金(主要包括Mg-Gd 和Mg-Y 基合金)也得到了快速发展。 该系列合金可通过低冷却速率的砂型铸造制备，并通过固溶和时效热处理工艺进一步提升合金的力学性能。 同时，低压铸造和永久模重力铸造也被用于制造Mg-RE 基合金的零部件。 稀土元素通常分为两组，重稀土(heavy rare earths，HRE)和轻稀土(light rare earths，LRE)元素。 轻稀土元素为从镧(La)到铕(Eu)，重稀土元素是钇族从Gd 到镥(Lu)元素。 目前与传统Mg-Al 或Mg-Zn 系合金相比，已开发的高性能Mg-RE 合金具有相对较高的力学性能，以及相对于铸造铝合金较低的密度和相接近的强度值。图1 为Mg-RE 轻金属密度与强度的示意图[25]。
图1 T6 热处理铸造铝合金、Mg-Al、Mg-Zn、Mg-RE 系列合金密度与屈服强度、抗拉强度的函数关系图：(a)密度vs.屈服强度，(b)密度vs.抗拉强度。 其中，Al、Mg-Al 和Mg-Zn 合金数据来自[25]，Mg-RE 来自表2~3
Fig.1 Graphs of T6 heat treated cast aluminum alloys,Mg-Al,Mg-Zn,and Mg-RE series alloys as a function of density versus yield strength and tensile strength: (a)density vs.yield strength, (b)density vs.tensile strength.Where the data for Al,Mg-Al and Mg-Zn alloys are from[25]and Mg-RE are from Tab.2~3
目前，WE43 和WE54 是典型的商用Mg-Y 基铸造合金[25]。 众所周知，WE43 合金的成分范围为Mg-(3.7-4.3)Y-(2.4-4.4)RE-(0.4-1.0)Zr(质量分数，%)，其中RE 元素为Nd 和约1.0%(质量分数)的HRE 元素(Yb、Er、Dy 和Gd)。 由于HRE 元素通常会导致成分偏析，且储量有限，对于商业WE43 合金的改性主要集中在Y、Nd 和Zr 的添加和减少HRE 元素的添加量[26]。同时，还选择添加Zn 元素，进一步增强WE43 合金的力学性能。表2 列出了一些添加Zn 或Gd 改善WE43合金的室温拉伸性能。 从表中可以看出添加Zn 或Gd 改善的WE43 合金的经过T6 处理后，其UTS 和YS 强度可达到345 MPa 和196 MPa， 分别高于WE43 合金的典型值(UTS：250 MPa，YS：162 MPa)。
表2 添加Zn或Gd改善WE43合金的室温拉伸性能
Tab.2 Improvement of room temperature tensile properties of WE43 alloy by adding Zn or Gd
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对于Mg-Gd 基合金，通过添加其他合金元素也可显著提升合金的性能。 根据添加元素的不同，Mg-Gd 基合金又可分为Mg-Gd-RE(RE：Y、Nd、Dy)，Mg-Gd-Ag 系列合金。He 等[32]研究了Mg-10Gd-2Y-0.5Zr 合金在铸态、固溶态(T4)、峰时效态(T6)的微观结构和力学性能， 其峰时效态合金的UTS、YS 和EL 高达362 MPa、239 MPa 和4.7%， 表现出优异的综合性能。同时，表3 总结了Mg-Gd 基合金的力学性能。可以看出，Mg-Gd-Sm 和Mg-Gd-Nd 系合金具有与Mg-Gd-Y 系相近的拉伸性能。 由表3 进一步发现，在Mg-Gd 基合金中，Mg-Gd-Ag 基合金表现出最高的强度。 例如Mg-3.4Gd-0.5Ag-0.11Zr 的UTS、YS 和伸长率分别为414 MPa、293 MPa和2.2%；Mg-16Gd-2Ag-0.3Zr 铸造合金在T6 状态下的拉伸性能最高，分别为423 MPa(UTS)、328 MPa(YS)和2.6%(EL)[15]。
表3 高强铸造Mg-Gd 基镁合金的室温拉伸性能
Tab.3 Room temperature tensile properties of Mg-Gd based high strength casting magnesium alloys
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1.1.3 Mg-Li 超轻系
镁锂合金(Mg-Li)因其超轻、相对较高的比强度和刚度以及良好的成型性等超强特性而受到越来越多科学研究和工业应用的关注[35]。 因为Li 的低密度(0.53g/cm3)可将Mg-Li 合金密度从1.77~1.83 g/cm3降低至1.35~1.65 g/cm3[36]。 根据Li 含量的不同，Mg-Li 合金可形成3 种不同的晶体结构。 第1 种低Li 含量(<5.7%)的Mg-Li 合金固溶体仍保留了六方密排堆积(HCP)晶胞结构(α-Mg 相)，由于基体α-Mg相中位错移占主导地位，表现出中等强度和低成型性[37]。 第2 种是高Li 含量(>10.3%)的Mg-Li 合金， 其晶体结构由α-Mg 相完全转变为具有体心立方(BCC)结构的α-Li 相，具有最低的强度、最大的延展性和最小的加工硬化性。 其次，在合适的Li 含量(介于5.7%~10.3%)之间，Mg-Li 合金具有两相结构(α+β)，这种结构具有双重效果，因为它结合了α-Mg相的适度强度和β-Li 相优异的延展性[38-39]。 与其他合金体系相比， 虽然Mg-Li 基合金具有这些优点，但是其强度低于350 MPa 和抗蠕变性差等特性问题仍严重制约其更广泛的应用。
针对镁锂合金强度低的问题， 目前常见铸造Mg-Li 合金提升强度的方法为合金化和热处理。 合金化即添加微合金化元素，通过固溶强化和第二相强化来提高合金的室温和高温性能。 Al 和Zn 是Mg-Li 合金体系中主要的合金化元素， 分为Mg-Al-Li(LA 系)、Mg-Li-Zn(LZ 系)和Mg-Al-Zn(LAZ 系)。 此外， 除Zn 和Al 外， 目前研究趋向于添加稀土元素。如，Wu 等[40]采用铸造法制备了Mg-5Li-3Al-2Zn-xCe(x=0~2.5，质量分数，%)合金，当添加0.5%Ce(质量分数)元素，合金的UTS 相比未添加时提升了27%(233.05MPa)。 Peng 等[41]研究了Sn 和Y 复合添加对铸态Mg-5Li-3Al-2Zn(LAZ532)合金微观组织和力学性能的影响，Sn 和Y 的加入细化了晶粒， 形成了Mg2Sn 和Al2Y 相，从而通过第二相强化和细晶强化提升了合金的力学性能。 该铸态LAZ532 合金的YS、UTS 和EL 分别达到166.2 MPa、228.6 MPa 和14.8%，相比铸态LAZ532 合金提升了47.6%、47.3%和51.0%。 Ji 等[42]通过固溶处理和时效处理研究了Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y 合金不同状态下的力学性能，发现合金在350 ℃下固溶热处理4 h 表现出高强度(YS：226 MPa，UTS：292 MPa)。 Song 等[43]通过真空感应熔炼制备了密度为1.52 g/cm3 的铸态超轻高强度的Mg-10Li-3Al-3Zn-xY(x=0、0.5、1.0，质量分数，%)合金。 添加0.5%Y(质量分数)元素后形成了块状的Al2Y，分布于α-Mg 相内部和晶界处。 固溶处理后，合金的强度UTS 高达244 MPa，YS 比0%Y(质量分数)合金高60.5%。原因主要是由于Y 在合金中具有固溶强化、细化晶粒和Al2Y 均匀分布引起的第二相强化作用。 Dong 等[44]制备了Mg-12Li-3Al-xNd(x=0.3、0.7、1.1、2.0，质量分数，%)合金，对铸态组织和力学性能进行了观察和测试。研究结果表明，该铸态合金组织由α 相基体和Al2Nd、Al11Nd3、MgLiAl2、Al 4Li9 和AlLi 相组成。 随着合金中Nd 含量的增加，Al-Nd 金属间化合物由针状Al11Nd3 转变至粒状Al2Nd。 当Nd 含量为2%时， 铸态Mg-12Li-3Al-2Nd 表现出优异的综合性能(UTS：169 MPa 和EL：32.5%)，获得了塑性良好、强度优异的β 基Mg-Li 合金。
1.2 高强度变形镁合金
变形镁合金的成形工艺主要包括挤压、轧制、锻造、冲压成形和超塑性变形(等通道转角挤压(equal channel angular pressing,ECAP)、 剧烈塑性变形(severe plastic deformation,SPD)、 高压扭转(high-pressure torsion, HPT)、 累积叠轧焊 (accumulative roll bonding,ARB)和多向锻造(multi-directional forging,MDF))等。由于变形加工消除了铸造组织缺陷，细化了晶粒，故与铸造镁合金相比，变形镁合金具有更高的强度、更好的延展性和更好的力学性能，同时生产成本更低。
1.2.1 Mg-Al 系
Mg-Al 族是最常用的变形镁合金之一， 具有强度适中、塑性高、耐腐蚀性能好和材料成本低等优点[45-46]。 Al的加入降低了不同滑移体系之间临界剪切应力的各向异性，促进了非基面滑移的激活，提高了镁合金的延性[47]。 此外，Al 能与Mg 形成β-Mg17Al12析出相[48]，提高镁合金的强度。 随着Zn、Ca、Sr、Si、Mn 和稀土元素等少量合金元素的加入，β 相的形态、尺寸、数量和分布都发生了明显变化[49]，进而改变了合金的力学性能。
在Mg-Al 合金中加入少量Zn(<1%)可显著提高Al 在Mg 基体中的溶解度，从而改善合金的力学性能。 Zha 等[50]采用挤压、均匀化处理和多道次轧制相结合的方法制备了细晶粒AZ31、AZ61 和AZ91合金。轧制后的AZ31、AZ61 和AZ91 合金板材的平均晶粒尺寸约为3.0 μm， 且晶粒中含有细小的Mg17Al12 颗粒。 研究发现， 随着Al 含量的增加，Mg17Al12 颗粒的数量增加。 与其他工艺制备的细晶粒AZ91 相比[51]，挤压和多道次轧制制备的AZ91 表现出良好的综合力学性能， 其YS、UTS 和EL 分别为244 MPa、369 MPa 和12.9%。 Shan 等[52]通过两步等通道挤压(two-step equal-channel angular pressing,TS-ECAP) 和电脉冲处理(electropulsing treatment,EPT)相结合的方法，提高了AZ61 合金的机械性能。TS-ECAP 和EPT 的工艺流程图如图2 所示。研究发现，与传统的AZ61 合金的性能相比，采用TS-ECAP和EPT 方法获得了最佳的综合力学性能。 首先，EPT后样品的晶粒尺寸从30 μm 细化到1 μm。其次，YS和UTS 分别从250 MPa 和350 MPa 提高到305MPa和426 MPa。此外，EL 从6.8%提高到18.3%，比传统AZ61 合金的伸长率提高了3 倍。
图2 TS-ECAP 和EPT 的工艺流程图：(a)ECAP 的模具配置和ECAP 的主要方向示意图，ED—挤出方向、ND—法向、TD—横向，交角为90°和160°，(b)EPT 过程和电脉冲产生的方波示意图[52]
Fig.2 Process flow diagram of TS-ECAP and EPT:(a)schematic illustration of the die configuration for ECAP and the main directions for the ECAP,ED—extrusion direction,ND—normal direction,TD—transverse direction,the intersection angle φ=90°and φ=160°,(b)schematic of the EPT process and square wave generated by electricity pulsing[52]
Xu 等[53]将热挤压与多道旋转模具等通道挤压(rotary-die equal channel angular pressing,RD-ECAP)相结合的加工路线应用于AZ91 合金， 以提高其强度和延展性。 RD-ECAP 加工路线示意图如图3 所示。 结果表明，与铸造合金相比，ECAP 合金在3 个正交各向异性方向上的强度和延展性同时得到改善，并且挤压道次的增加进一步改善了其力学性能。经过12 道次后，合金在3 个拉伸方向上实现了屈服强度为214.3~279.9 MPa、 极限抗拉强度为321.0~382.0 MPa、 伸长率为8.2~15.5%的最佳力学性能。Zhang 等[54]研究了大变形硬板轧制(hard-plate rolling,HPR) 制备的Mg-Al-Zn 合金的微观组织和力学性能。 发现压下量为85%的样品表现出约314 MPa 的最高屈服强度， 约381 MPa 的极限抗拉强度和约11%的伸长率。 其中强度的提高主要是细晶强化的贡献， 延展性的提高源自双峰晶粒组织的形成和基面织构的弱化。 此外，Zhang 等[55]通过多向锻造制备的AZ80 表现出优异的机械性能， 抗拉强度达到402 MPa，EL 超过17%。 Zou 等[56]发现ZK60 合金棒材在300 ℃径向锻造后表现出341 MPa 的高拉伸强度和27.1%的高伸长率。
图3 热挤压与多道旋转模具等通道挤压：(a)加工路线，(b)样品取向示意图[53]
Fig.3 Schematics of RD-ECAP:(a)processing route,(b)sample orientation[53]
Mn 的加入可形成α-Mn 和Al8Mn5 等强化相[57]，显著改善Mg-Al 合金的耐腐蚀性能、蠕变性能和阻尼性能。Hu 等[58]研究了用传统的一步挤压工艺制备的Mg-0.4Al-xMn(x=0、0.3、1.5, 质量分数，%)合金。其中α-Mn 和Al8Mn5 析出相改变了再结晶形核和晶粒生长行为。 与动态再结晶Mg-0.4Al 合金相比，Mg-0.4Al-0.3Mn 和Mg-0.4Al-1.5Mn 合金表现出非动态再结晶和动态再结晶的双峰组织， 动态再结晶晶粒尺寸约为1 μm，晶粒取向随机。 Mg-0.4Al-0.3Mn表现出优异的力学性能，YS、UTS 和EL 分别为239 MPa、262 MPa 和30.1%，而Mg-0.4Al-1.5Mn 则表现出异常的EL(52.5%)和中等YS(170 MPa)。
在Mg-Al 体系中加入Ca， 可以在加工过程中形成热稳定性高的Al2Ca、Mg2Ca 和(Mg,Al)2Ca相，从而提高合金的室温和高温力学性能和抗蠕变性能[59]。 Jiang 等[60]研究了不同Al 和Ca 含量Mg-Al-Ca合金的微观组织和力学性能。 发现挤压态Mg-2.32Al-1.7Ca 合金的力学性能最佳，其YS、UTS 和EL 分别为275 MPa、324 MPa 和10.2%。 力学性能的提高主要是由于微观动态再结晶晶粒、 纳米级板状Al2Ca(30~50 nm)析出相和分散在基体中的高密度亚微米级Al2Ca 颗粒(0.5~1.0 μm)的共同作用。Naka 等[61]通过在24 m/min 的高模具速度挤压下开发了一种新的Mg-1.3Al-0.3Ca-0.4Mn(AXM10304)变形镁合金。合金在时效硬化后表现出出色的综合力学性能，UTS 为306 MPa，YS 为287 MPa，EL 为20%。 其中高强度的原因主要归因于平均晶粒尺寸为17 μm的单层Guinier-Preston(G.P.)区高密度分布和<1010> 典型镁合金挤压织构。 G.P.区的均匀分散有利于交叉滑移，且不易作为裂纹的萌生和扩展位点，有效抑制了时效硬化后伸长率的退化。 图4 显示了各种挤压镁合金和铝镁硅(6061)合金的伸长率和抗拉应力。通过峰值时效热处理的AXM10304 合金抗拉应力大幅增加， 而伸长率没有显着损失。 峰值时效AXM10304 合金的极限拉伸强度和伸长率可与挤压成型性差的Mg-6Al-1Zn(AZ61)和Mg-6Zn-0.5Zr(ZK60)商用合金[62]和6000 系列Al 基合金[63]相媲美。 因此，这种耐时效的AMX10304 合金可以替代现有的商用Mg-6Al-1Zn (AZ61) 和Mg-6Zn-0.5Zr(ZK60)合金，并且有望作为工业结构应用上可行的锻造镁合金。
图4 以不同模具出口速度挤压的Mg-Al-Zn、Mg-Zn-Zr、Mg-Sn-Zn-Al、Mg-Mn、Al-Mg-Si、LPSO 型Mg-Zn-RE 合金以及AXM 合金的拉伸破坏应变和拉伸0.2%的应力[61]
Fig.4 Tensile failure strains and tensile 0.2%proof stresses of Mg-Al-Zn,Mg-Zn-Zr,Mg-Sn-Zn-Al,Mg-Mn,Al-Mg-Si,LPSO-type Mg-Zn-RE and AXM alloys extruded at various die exit speed[61]
1.2.2 Mg-Zn 系
Mg-Zn 族作为强变形镁合金， 受到广泛关注。Mg-Zn 二元体系的YS 和EL 值通常低于180MPa 和20%。 为了改善Mg-Zn 二元体系的力学性能，各种研究都集中在通过添加合金元素来开发新型Mg-Zn合金。Zareian 等[64]发现，添加Ca 能有效细化Mg-Zn合金的晶粒尺寸，改善其力学性能。 在300 ℃热挤压Mg-5.3Zn-0.6Ca(质量分数，%)合金后，获得了220 MPa 的YS 和19.3%的EL[65]。 在相同的挤压温度下，在Mg-2Zn 合金中添加1%Ca(质量分数)可使EL 提高到29%[66]。 Horky 等[67]报道了Mg-0.6Zn-0.5Ca(质量分数，%)合金的YS 和EL 分别高达370 MPa 和7%，这是由于该过程中晶粒细化和未再结晶晶粒比例较高所致。 此外，稀土元素的添加能有效提高Mg-Zn合金的力学性能。 Li 等[68]通过轴对称热挤压法开发了Mg-6Zn-2Yb-0.5Zr 合金，其UTS 为~436 MPa，EL较低，约为14.1%。 Huang 等[69]发现，搅拌摩擦加工的Mg-6Zn 的强度和延展性可以通过Y 和Zr 共合金化得到增强， 通过该方法加工的Mg-6Zn-1Y-0.5Zr 合金的UTS 和EL 达到310 MPa 和27.7%。Zhang 等[70]发现，在时效处理过程中，Sn 的加入使沉淀物细化并增加了沉淀物的密度。 峰值时效Mg-6Zn-1Mn-2Sn-0.5Ca 合金的YS、UTS 和EL 分别达到379 MPa、407 MPa 和7.5%。Yan 等[71]通过高应变率轧制制备了Mg-5Zn-xSr 合金(x=0、0.2、0.6、1.0，质量分数，%)。 轧制的Mg-5Zn-0.6Sr 合金的最佳UTS 为359 MPa，EL 为20%。Zr 是另一种有效改善Mg-Zn 合金力学性能的重要合金元素。 据报道，Mg-0.7Zn-0.2Zr-0.7Gd(质量分数，%)合金经400 ℃热轧和440 ℃退火1 h 后，EL 达到29%[72]。 Liu 等[73]研究了Gd、Y 和Ce 对Mg-2Zn 合金的影响。 添加0.2%Gd(质量分数)可获得27%的较大伸长率，而添加0.2%Y(质量分数) 后合金的UTS 可达到得230 MPa。相反，Mg-2Zn-0.2Ce(质量分数，%)合金表现出中等力学性能的组合，UTS 为230 MPa，EL为22%。
1.2.3 Mg-Li 系
Li 是最轻的金属，密度为0.533 g/cm3。Mg-Li 基合金的优点是超轻。 随着Li 含量的增加，镁合金的相组成逐渐发生变化。 当Li 含量小于5.5%时，合金为单一密排六方结构的α-Mg； 当Li 含量在5.5%~11%之间时， 合金由HCP 结构的α-Mg 相和BCC结构的β-Li 相组成。 当Li 含量超过~11%时，合金完全为β-Li 相。 Li 的加入提高了镁合金的延展性，但Mg-Li 二元合金的强度相对较低， 限制了其应用。在Mg-Li 二元合金中加入微量合金元素或者对合金进行塑性变形是改善合金力学性能的有效方法。
Wu 等[74]通过Y 和Ce 的组合添加，开发出一种轧制的Mg-8Li-1Al 合金，其UTS 为279 MPa，EL 为15.0%， 并通过挤压和冷轧制备出高比强度Mg-16Li-2.5Zn-2.5Er 合金。动态再结晶导致挤压过程中的细晶强化，冷轧后，引入高密度位错并和均匀分布第二相颗粒进一步导致加工硬化和弥散强化[75]。Guo 等[76]发现双相Mg-9.5Li-1 Zn 合金在大应变冷轧后β-Li 相转化为了α-Mg 相，高密度应变诱导相变在不牺牲延性的情况下提高了屈服强度。 因此，应变诱导相变是改善双相镁合金力学性能的有效方法。 Yang 等[77]研究了挤压Mg-6Li-0.3Zn-0.6Y合金的微观组织和力学行为。 结果表明，Mg-6Li-0.3Zn-0.6Y 合金的微观结构由α-Mg、β-Li、W-Mg3Zn3Y2相和X-Mg12ZnY 相组成，挤压Mg-6Li-0.3Zn-0.6Y 合金的UTS 为225 MPa，EL 为18%。并且Y 和Zn 的共添加可以提高长周期有序堆垛相挤压Mg-6.5Li 合金的耐腐蚀性[78]。 Michael 等[79]通过铸造+淬火制备了一种高比强度为~350 kN m kg-1 的体心立方Mg-14Li-7Al 合金。 他们提出了一种用于超轻镁合金的旋节分解强化机制， 其特定屈服强度几乎超过了所有其他工程合金， 为旋节分解提供了令人信服的形态学、化学、结构和热力学证据，并表明旋节区和基体之间弥漫过渡区的晶格失配是提高该类合金屈服强度的主要因素。 Yang 等[80]利用旋转模锻将大量的孪晶和堆垛断层引入Mg-4Li 合金的粗晶粒中， 成功制备了一种UTS 为409 MPa 的块状Mg-4Li-3Al-3Zn 合金。 图5 为锻造镁锂合金的示意图和机械性能。
图5 锻造镁锂合金的旋锻技术示意图和机械性能：(a)旋锻技术示意图，(b)旋锻前后样品图，(c)从试样中心到两边缘的维氏硬度，(d)未旋锻和旋锻试样的拉伸曲线，(e)本研究与文献报道的UTS 和断后伸长率的比较，(f)Mg-Li-X 合金不同强化机制下UTS 与Li 含量的关系图[80]
Fig.5 Schematic illustration of the rotary swaging technique and mechanical properties of the swaged Mg-Li alloys:(a)schematic diagram of the rotary swaging technique,(b)diagram of the sample before and after rotary swaging,(c)Vickers hardness from the centre of the specimen to both edges,(d)tensile curves of the unswaged and rotary swaged specimens,(e)comparison of UTS and elongation after break in this study with those reported in the literature,(f)plot of UTS vs.Li content for different strengthening mechanisms of the Mg-Li-X alloy[80]
Cao 等[81]通过在300 ℃下进行77.3%的大变形热压缩并随后进行60%的冷轧，获得了高强度(299 MPa)和良好伸长率(15.7%)的Mg-7.28Li-2.19Al-0.091Y合金。Ji 等[82]通过100 ℃热挤压和随后的冷轧，获得了高比强度的Mg-16Li-2.5Zn-2.5Er 合金， 其UTS为234 MPa，YS 为225 MPa，EL 为26%。 Meng 等[83]对Mg-8Li-1Al 合金进行了280 ℃热挤压，随后进行200 ℃的热轧工艺，通过细化晶粒和加工硬化的方法，获得了UTS 为313.9 MPa 的Mg-Li 合金。 Zheng 等[84]研究了Mg-Li 合金在传统两层累积叠轧焊(two-layer accumulative roll bonding,TARB)和四层累积叠轧焊(four-layer accumulative roll bonding, FARB)过程中的几何变化和数学关系，发现与铸态Mg-14Li-3Al-2Gd 相比，经ARB 处理的板材的屈服强度和抗拉强度显著提高。TARB6 和FARB4 板材的屈服强度分别为(201.6±4.7)MPa 和(231.6±3.8)MPa， 分别提高了209.6%和240.7%。TARB 和FARB 过程示意图如图6 所示。
图6 累积叠轧焊流程示意图：(a)TARB，(b)FARB[84]
Fig.6 Process diagram of accumulative roll bonding:(a)TARB,(b)FARB[84]
1.2.4 Mg-RE 系
Gd 在Mg 中的溶解度在819 K 时高达23.5%(质量分数)。 因此，Gd 的加入可以产生明显的固溶强化效果。Liu 等[85]通过旋锻和时效工艺制备了纳米晶Mg-8Gd-3Y-0.4Zr 合金， 其YS 为650 MPa，UTS为710 MPa，如图7 所示。主要的强化机理是纳米晶粒强化。 这项工作提供了一种简单且低成本的生产技术来制造块状纳米晶镁合金。
图7 Mg-8Gd-3Y-0.4Zr Mg 合金的拉伸性能：(a)拉伸应力-应变曲线，(b)加工镁合金的屈服强度与延展性的比较[85]
Fig.7 Tensile properties of the Mg-8Gd-3Y-0.4Zr Mg alloys:(a)tensile stress-strain curves,(b)comparison of yield strength versus ductility of processed Mg alloys[85]
Du 等[86]通过热挤压、预变形和两级时效处理，研制出超高强度和延展性的Mg-12Gd-1Er-1Zn-0.9Zr(质量分数，%)合金，其力学性能如图8 所示。预变形会引入高密度位错， 导致加工硬化并在两阶段时效期间诱导沉淀。 该研究为开发具有高强度和延展性协同作用的镁合金提供了一种有效的途径。
图8 超高强Mg-12Gd-1Er-1Zn-0.9Zr 合金的力学性能：(a)时效硬化曲线，(b)拉伸工程应力-应变曲线[86]
Fig.8 Mechanical properties of ultrahigh strength Mg-12Gd-1Er-1Zn-0.9Zr alloy:(a)age-hardening behavior,(b)tensile engineering stress-strain curves[86]
Yu 等[87]通过挤压和后续两步时效处理制备了一种高强度Mg-9Gd-3Nd-1Zn-1Sn-0.5Zr(质量分数，%)合金， 其UTS 为462 MPa，YS 和EL 分别为392 MPa和4.2%。 高强度主要是由于β′相和LPSO 相数量的增加。 Liu 等[88]通过等通道挤压和时效处理，开发出了高强度和延展性优异的Mg-10.6Gd-2Ag (质量分数，%)合金，其UTS 为460 MPa，延展性适中(8.9%)。精细和完整的动态再结晶微观结构提高了合金的延展性。 Zhen 等[89]通过交替时效工艺提高了Mg-9.5Gd-4Y-2.2Zn-0.5Zr(质量分数，%)合金的综合力学性能，使其YS 达到425 MPa，UTS 达到493 MPa，EL 为11.2%。 此外，Tong 等[90]通过多向锻造和时效处理获得了具有超高YS(417 MPa)和高塑性(12.9%)的Mg-8.2Gd-3.8Y-1.0Zn-0.4r(质量分数，%)合金。 Li等[91]通过时效处理实现了挤压Mg-13Gd 合金强度和塑性的同时提高， 其YS 为400 MPa 和EL 为15%， 主要归因于在以动态再结晶和细晶粒为主的结构中形成了高密度纳米级β 析出物和一定比例的无沉淀区。 Wang 等[92]通过在预时效处理过程中改变动态再结晶行为， 开发了强度和延展性平衡的Mg-Gd-Y-Zn-Mn 合金。 Mg-9.2Gd-4.4Y-1Zn-0.8Mn的UTS、YS 和EL 分别达到455 MPa、382 MPa 和11%，如图9 所示。 特殊的双峰结构，强纤维织构，β-Mg5(Gd，Y)颗粒、层状和块状LPSO 相提高了合金的机械性能。
图9 环境温度下沿挤压方向拉伸样品的力学性能[92]
Fig.9 Tensile properties of the as-extruded samples tested along with ED at ambient temperature[92]
Y 和Nd 在Mg 中具有较大的溶解度， 可以通过改变变形机制的相对活性和再结晶机制之间的相互作用来改变合金的力学性能。 Lei 等[93]考察了Y对Mg-4Gd-0.5Zr 合金组织和力学性能的影响。结果表明，随着Y 含量从0%增加到1.2%，铸态和挤压态合金的晶粒尺寸逐渐减小， 而最大织构强度明显减小。 纳米级Mg(Gd，Y)颗粒在相对较高的Y 含量下开始析出。 设计的Mg-4Gd-0.5Zr-xY(x=0、0.5、0.8和1.2，质量分数，%)合金表现出出色的延展性和中等强度。 随着Y 含量从0%增加到1.2%，Mg-4Gd-0.5Zr 基合金的伸长率沿挤压方向从44.6%略微降低到39.0%， 而屈服强度从87.9 MPa 大幅提高到134.1 MPa。 结果表明，固溶强化与细晶强化是主要的强化机理， 含Y 合金的高延展性主要与锥面
Huang 等[96]利用原位TEM 表征和分子动力学(molecule dynamics, MD) 模拟阐明了时效态Mg-2.4%Nd(质量分数)挤压棒中位错-析出相的相互作用。结果表明，基面位错在变形过程中可以直接剪切β‴相，而β1 相由于反相边界的产生而难以绕过。 研究发现，Mg-2.4%Nd(质量分数)合金含有大量的β1析出相， 比只有β‴析出相的合金具有更高的延展性。 Lv 等[97]在挤压的Mg-6Zn-0.5Mn(ZM60)中加入少量Nd(0.6%，质量分数)和Er(0.3%，质量分数)，开发出一种新型变形镁合金。在ZM60-0.6Nd-0.3Er 合金中，由于位错的积累，形成了大量的β′1(Mg4Zn7)棒状析出相和厚的β″2(MgZn2)析出相，阻碍了动态再结晶晶粒的生长。 相应的合金YS、UTS 和EL 分别从210.9 MPa、298.5 MPa 和11.8%(ZM60)提高到245.8 MPa、347.2 MPa 和16.3%(ZM60-0.6Nd-0.3Er)。Sheng 等[98]研究了挤压态Mg-4Zn-0.6Y-0.5Nd 合金在不同退火工艺下的静态再结晶过程。 结果表明，挤压后的Mg-4Zn-0.6Y-0.5Nd 合金主要为较大的拉长晶粒， 并具有一定体积分数的动态再结晶晶粒。挤压态Mg-4Zn-0.6Y-0.5Nd 合金在250 ℃退火后的屈服强度为174 MPa，抗拉强度为258 MPa，伸长率为14.5%。
2 总结与展望
本文简要回顾了Mg-Al-Zn、Mg-RE、Mg-Li 等体系的高强度铸造镁合金和高强度变形镁合金的最新发展，讨论了与镁合金机械性能相关的关键问题，这些问题需要克服才能实现更广泛和更直接的应用。 然而，当前存在一些悬而未决的问题，未来获得更高强度的镁合金仍建议从以下几方面开展研究：
(1)需要进一步研究，以更好地了解各种合金元素和微合金元素对铸造镁合金的微观结构、 机械性能的影响机制，借助先进手段(CALPHAD 计算)优化合金成分。
(2)开发优异的铸造净化工艺，降低铸造镁合金的杂质元素， 同时也需要发展部分结合熔剂提纯和无溶剂提纯合金的方法的优势组合最佳的复合提纯工艺。
(3)Mg-Li 体系合金的强度相比Mg-RE 体系仍存在较大差距，未来应更系统的研究Mg-Li，铸造工艺、工艺参数优化、铸件缺陷等方面系统研究。 同时应积极开发具有高强度高模量的镁锂合金。
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