通过Y微合金化诱导的沉淀强化来提升AE44合金的机械性能

《Materials Today Communications》：Enhancing mechanical properties through precipitation strengthening induced by Y microalloying in AE44 alloy

　　青海省新型轻合金重点实验室，高性能轻金属合金及成形青海省工程研究中心，盐湖化工工程研究综合体，青海大学，西宁，810016，中国

摘要：为了克服限制压铸镁合金机械性能的难题，稀土微合金化是一种有前景且经济的强化方法。通过高压压铸（HPDC）工艺制备了添加了微量Y的Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY（x = 0, 0.05, 0.1, 0.2）合金。经过T5时效处理后，在200°C下对这些合金进行了高温拉伸试验。添加0.2 wt.% Y的合金表现出最佳的高温机械性能，其抗拉强度（UTS）达到140 MPa，屈服强度（YS）为122 MPa，延伸率（EL）为27.7%。Y的加入增加了沉淀物的含量，并促进了细小、连续的晶内沉淀物的形成。连续的晶内沉淀物可以分割基体晶粒，限制晶粒内部的位错滑移空间，从而有助于提高合金的强度。合金强度的提高归因于沉淀物含量增加和分布优化所引起的第二相强化和晶粒细化的综合作用，而塑性的提高则来源于Y元素对锥形滑移激活的有效促进。

1. 引言：随着绿色低碳产业的快速发展，轻质合金因其减重、节能和减少消耗的核心优势而受到全球研究人员的广泛关注[1][2][3]。作为轻质合金的重要代表，镁合金具有高比强度、高比刚度和优异的电磁屏蔽性能，已广泛应用于汽车、航空航天等领域。然而，其较低的绝对强度和较差的塑性限制了其应用范围[4][5][6][7][8]。稀土合金化作为一种有效的手段，已被广泛用于镁合金改性的研究[9][10]。大量研究证实了稀土元素对镁合金性能的优化效果：Zhu等人报告说La可以在AZ91合金中形成强化相以提高其性能[11]；Li等人指出0.3 wt% Ce可以在挤压初期促进非基面位错的激活，从而增强合金性能[12]；Chen等人证明Y可以通过形成Al8Mn4Y和Al2Y沉淀物来抑制Mg17Al12相的形成，从而提高镁合金的强度[13]。此外，作为一种高效的金属成形工艺，HPDC可以显著细化合金晶粒并改善镁合金的性能。因此，它被广泛应用于工业生产中，提供了高效率与精确度的完美结合[14][15][16][17]。AE44合金是一种典型的压铸专用镁合金，具有优异的室温机械性能和压铸成形性。然而，其不足的高温机械性能限制了其在发动机周围等高温部件中的进一步应用[18][19][20]。Y元素在镁 alloy中的固溶度高，可以诱导固溶强化以改善合金性能[21]。此外，Y还可以与Al反应形成Al2Y沉淀物，从而提升合金性能[22]。Pang等人发现Y元素可以降低锥形II（Py-II）滑移系的广义堆垛故障能量（GSFE），从而提高镁合金的塑性[23]。Han等人揭示Y元素可以改变AZ91D合金的凝固特性并提高其流动性[24]。大量研究表明Y元素对镁合金改性具有积极效果[25-27]。因此，通过添加微量Y来改善AE44合金的高温性能是可行的。

本研究通过HPDC工艺向Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn合金中添加了微量Y元素。经过T5时效处理后，系统地研究了合金的微观结构、机械性能和断裂行为，旨在为高性能压铸镁合金的性能优化和产品开发提供指导。

2. 材料与方法：合金原材料包括Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn合金（AE44-2）和Mg30Y母合金（30 wt.%）。使用DM300精密horizontal冷室压铸机通过HPDC工艺制备合金。采用SF6和N2的混合气体作为保护气氛，熔化温度设定为720°C，模具温度为280°C。注射速度、慢速注射速度和注射压力分别控制在6 m/s、0.2 m/s和28 MPa。压铸后，合金在250°C下时效20小时，然后空气冷却。制备的Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY（x = 0, 0.05, 0.1, 0.2）合金根据Y的添加含量分别标记为A1、A2、A3和A4，其具体成分列于表1中。

表1. 压铸Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的成分（wt.%）。

合金 | La | Ce | Y | Mn | Mg
A1 | 4.48 | 3.14 | 5.27 | 0.80 | 0.29 | 4
A2 | 4.03 | 9.15 | 3.82 | 2.90 | 7.00 | 0.32 | 7
A3 | 3.83 | 6.14 | 3.27 | 0.08 | 9.00 | 0.30 | 8
A4 | 3.81 | 11.44 | 2.71 | 8.00 | 0.25 | 4

采用光学显微镜（OM，Leica DMI3000I）对合金进行金相分析。采用电感耦合等离子体光谱技术（ICP-OES，Agilent 5110）确定合金成分。通过扫描电子显微镜（SEM，Helios 5 CX）观察合金的微观结构，同时使用X射线衍射（XRD，Bruker D8 Advance X）、能量色散光谱（EDS，Oxford Ultim Max40）和300 kV双球差校正透射电子显微镜（TEM，Spectra 300）进行相分析。室温机械性能试验使用万能试验机（ETM504C，WANCE）进行。断裂分析通过SEM、电子背散射衍射（EBSD，Oxford Instruments C-Nano+）、透射Kikuchi衍射（TKD，Oxford Instruments C-Nano+）和TEM进行。

合金样品首先依次用800#至7000#的SiC磨料纸研磨，然后在含有7 vol.%高氯酸（HClO4）的乙醇（CH3CH2OH）溶液中进行电解抛光。电解抛光在-35°C温度下进行，施加电压20 V，电流0.2 A。XRD测量使用铜（Cu）靶材，扫描范围20°至80°，步长0.02°。EBSD试验在加速电压20 kV和探针电流11 nA下进行，扫描步长0.93 μm，采集的数据使用AZtec Crystal软件进行分析。合金的拉伸试样形状为狗骨状，尺寸为15×4×2.5 mm。拉伸试验中的应变测量使用应变计进行，应变率为2.22×10^-4 s^-1。为确保实验数据的准确性，每组条件至少进行三次平行拉伸试验。

3. 结果

3.1. HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的微观结构：图1展示了HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的XRD图谱。从图1(a)可以看出，HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金中的沉淀物主要由Al11RE3、Al10RE2Mn7和Al2RE相组成。添加Y元素后，合金中的沉淀物类型没有变化。图2显示了A1和A4合金中沉淀物的TEM和EDS结果。如图2(a, b)所示，A1合金中的Al11RE3相呈短棒状形态，并聚集形成簇状分布。A1合金中的Al11RE3相主要由Al、La和Ce元素组成。如图2(c, d)所示，A4合金中Al11RE3相的形态和元素组成没有明显变化，表明Y元素没有掺入Al11RE3相。如图2(e, f)所示，A1合金中的Al2RE相主要为块状，主要由Al、La和Ce元素组成。从图2(g, h)可以看出，A4合金中的Al2RE相的形态保持不变，但这些相由四种元素组成，即Al、La、Ce和Y。这一结果表明Y元素参与了Al2RE相的形成。如图2(i, j)所示，A1合金中的Al10RE2Mn7相为相对粗糙的块状结构，主要由Al、La、Ce和Mn元素组成。A4合金中的Al10RE2Mn7相的大小有所减小，这些相由五种元素组成，包括Al、La、Ce、Mn和Y。因此，可以得出结论，Y元素参与了HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金中Al2RE和Al10RE2Mn7相的形成。

下载：下载高分辨率图片（127KB）
下载：下载全尺寸图片

图1. 压铸Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的XRD图。

图2. A1合金和A4合金中沉淀物的TEM和EDS图谱。

图3显示了HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的表面SEM显微照片、沉淀物统计和EDS点扫描结果。如图3(a, b)所示，A1合金中的主要次要相为Al11RE3相；短棒状的Al11RE3相聚集并沿着晶界呈网络状分布。A1合金中还存在块状的Al2RE相和较大的Al10RE2Mn7相，这些块状沉淀物被短棒状的Al11RE3相包围并在合金中分散分布。添加Y元素后，合金中次要相的形态和分布没有明显变化（图3(a-h)）。沉淀物的统计分析显示，A1至A4合金中沉淀物的体积分数分别为28.6%、30.7%、29.9%和33.8%（图3(o)），表明添加Y元素导致合金中沉淀物含量增加。EDS点扫描显示Y元素同时存在于Al2RE和Al10RE2Mn7相中（图3(i-n)），这证实了Y元素存在于Al2RE和Al10RE2Mn7相中。这一结果与TEM分析结果一致。

下载：下载高分辨率图片（832KB）
下载：下载全尺寸图片

图3. (a-h), (i-n)是压铸Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的SEM和EDS图。(o)是沉淀物的统计。

图4展示了高压压铸Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的逆极图（IPF）和晶粒尺寸分布。对于A1合金，观察到等轴且尺寸均匀的晶粒（图4(a)），晶粒尺寸范围为3–10 μm，平均晶粒尺寸为6.96 μm（图4(b)）。A2合金（图4(c, d)）、A3合金（图4(e, f）和A4合金（图4(g, h）也显示出等轴晶粒，平均晶粒尺寸分别为6.27 μm、7.15 μm和6.85 μm。所有合金之间的平均晶粒尺寸差异在1 μm以内。这些结果表明，添加微量Y对所研究合金系统的晶粒尺寸调节作用有限。

下载：下载高分辨率图片（811KB）
下载：下载全尺寸图片

图4. 压铸Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的晶粒尺寸。

图5展示了HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的宏观金相显微照片和细小白色区域大小的统计结果。如图5(a)所示，A1合金的宏观金相结构在晶粒尺寸上没有明显差异，整体结构分布均匀。进一步放大显示在合金结构中分散着少量细小的白色区域。这些细小晶粒的形成源于连续的晶内沉淀物对基体晶粒的分割作用，形成了类似于金属组织中观察到的细小晶粒的明亮白色区域（图5(b)）。对A1合金中由沉淀物分割形成的细小白色区域的统计分析显示，它们的平均晶粒尺寸为1.8 μm。如图5(c)所示，A2合金的宏观金相结构具有明显的区域边界。进一步放大边界区域显示有许多具有独特特征的细小白色区域，表明连续的晶内沉淀物对A2合金晶粒的分割作用更为显著，形成的细小白色区域更为细腻，平均尺寸为1 μm（图5(d, j)。如图5(e)所示，A3合金的宏观金相结构与A1合金一致，没有明显的结构异常。高倍观察结果表明，A3合金中由连续晶内沉淀物形成的细白色区域比A2合金中的更为脆弱，但仍可以观察到均匀分布的细白色区域，平均尺寸为1.3微米（图5(f, k)）。A4合金的宏观结构均匀分布，如图5(g)所示，进一步放大后也可以观察到均匀分布的细白色区域（图5(h)）。A4合金中细白色区域的分布均匀性优于A2合金，平均尺寸为0.6微米（图5(l)）。总之，向HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金中添加Y元素可以促进晶内沉淀物对基体颗粒的分割，形成带有细白色区域的结构。添加了0.2 wt.% Y的A4合金达到了最佳的颗粒分割效果。连续晶内沉淀物对合金性能的影响将在后续章节中讨论。

下载：下载高分辨率图像（1MB）
下载：下载完整尺寸图像
图5. 显示了Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的OM形态及其细白色区域的大小统计。具体来说，(a, b)，(c, d)，(e, f)和(g, h)分别对应于A1、A2、A3和A4合金。

3.2. HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的机械性能
图6显示了在200°C下测试的HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的高温拉伸工程应力-应变曲线和机械性能数据。如图6(a)所示，这些合金在达到屈服强度（UTS）后仍保持相对较高的强度水平，这表明它们在强度和韧性方面取得了良好的平衡，在失效前提供了有效的安全缓冲。从图6(b)的机械性能数据可以看出，A1合金在200°C下的UTS、YS和EL分别为120 MPa、105 MPa和20.1%。随着Y元素的添加，合金的高温机械性能得到了不同程度的改善。具体来说，A2合金的UTS、YS和EL分别达到了135 MPa、118 MPa和24.9%，所有性能指标相对于A1合金都有显著提高。A3合金的UTS、YS和EL分别为127 MPa、114 MPa和21.8%；虽然其性能略有下降，但仍高于A2合金。此外，添加了0.2 wt.% Y的A4合金表现出最佳的高温机械性能，其UTS、YS和EL分别达到了140 MPa、122 MPa和27.7%，分别比A1合金提高了16.7%、16.2%和37.8%。总之，添加微量Y元素可以有效提高T5时效处理的HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的高温机械性能。具体的强化机制将在后续章节中深入讨论。

下载：下载高分辨率图像（180KB）
下载：下载完整尺寸图像
图6. 在200℃下压铸Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的工程应力-应变曲线和机械性能数据。

3.3. HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的断裂行为
图7显示了HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金拉伸断裂面的SEM形态。如图7(a, b)所示，A1合金断裂面的中心区域观察到了相对聚集的大型孔隙缺陷。压铸镁合金中的孔隙在受力作用下容易发生裂纹起始，从而恶化合金的综合性能[28-31]。A1合金断裂面的外层分布着密集的凹坑和清晰的晶粒轮廓，表明A1合金的断裂模式主要是韧性断裂。

下载：下载高分辨率图像（960KB）
下载：下载完整尺寸图像
图7. 压铸Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的断裂形态。(a, b)，(c, d)，(e, f)和(g, h)分别对应于A1、A2、A3和A4合金。
A2合金断裂面的孔隙比例显著低于A1合金，许多凹坑分散分布在孔隙周围。断裂面上的凹坑比例显著增加，同时合金的塑性也得到改善，其断裂模式也是韧性断裂（图7(c, d)）。如图7(e, f)所示，A3合金断裂面上没有明显的孔隙聚集，断裂形态完全由凹坑主导，显示出更为明显的韧性断裂特征。A3合金断裂面的孔隙尺寸进一步减小且分布分散，整个断裂形态以凹坑为主。如图7(g, h)所示，A4合金断裂面上没有大面积孔隙；孔隙处于高度分散状态，整个断裂面由凹坑组成。其形态特征与A2合金相似，但孔隙比例进一步减少，断裂模式仍为韧性断裂。总之，添加Y元素可以有效减少合金中的孔隙缺陷比例，并增加断裂面上凹坑的分布比例，从而提高合金的塑性。普遍认为，由于孔隙缺陷含量高，HPDC镁合金难以通过热处理进行改性[32]。然而，高压真空压铸技术可以在真空辅助下减少合金中的孔隙和气孔缺陷，使得压铸镁合金的热处理成为可能[33]。在本研究的Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金体系中，添加Y元素显著降低了孔隙缺陷比例，这可能是A4合金经过T5时效处理后机械性能改善的原因之一。

4. 讨论
4.1. 滑移对HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金性能的影响
图8展示了HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金拉伸断裂面附近的EBSD分析结果。从图8(a-d)可以看出，所有晶粒在拉伸测试后都发生了一定程度的变形，表明在高温条件下合金中激活的滑移系统数量增加，塑性变形能力得到增强。如图8(e-h)所示，拉伸断裂后的微观结构显示孪晶含量较低，这表明塑性变形过程主要由滑移主导，少量孪晶主要在协调位错变形中起作用。这种现象的内在机制在于高温降低了镁合金中非基面滑移的临界分解剪切应力（CRSS），从而促进了滑移系统的顺利激活[34, 35]。在镁合金中，通常在滑移困难时会产生孪晶，而本研究中大量滑移系统的激活抑制了孪晶的形成和增殖。根据图8(i–l)中的核平均错位（KAM）分析结果，未添加Y的A1合金的变形具有高度局部化的特征，KAM值低且不均匀。这一特征表明A1合金的塑性变形能力有限；位错仅在部分晶界区域被激活和积累，这容易导致早期应力集中并导致断裂。添加Y元素后，合金的KAM值分布变得均匀，表明位错在合金内部的分布更加均匀。Y元素的引入显著提高了合金的均匀塑性变形能力，从而增强了其塑性。在这些合金中，A2和A4合金表现出相对较高的平均KAM值，表明它们具有更高的几何必要位错（GNDs）密度，这与其较高的强度相对应。

下载：下载高分辨率图像（2MB）
下载：下载完整尺寸图像
图8. 压铸Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金的断裂面EBSD图。
图9展示了A1和A4合金的晶粒取向扩散（GOS）图、晶内错位轴（IGMA）分布以及每种滑移系统的Schmid因子（SF）分布。为了进一步分析这两种合金的滑移特性，从A1和A4合金的GOS图中分别选取了6个典型晶粒进行IGMA分布统计。从图9(a, b)的整体IGMA分布可以看出，合金中的滑移沿着<0001>、<01-10>和<-12-10>轴分布。这表明基面滑移、棱柱滑移和锥形滑移都在合金中被激活，多系统滑移主导了变形过程。从A1合金中晶粒A到D的IGMA分布可以看出，A1合金的IGMA主要集中在<0001>和轴附近，表明A1合金以棱柱滑移和基面滑移为主。同时，<01-10>和<-12-10>轴上的IGMA分布证实了锥形滑移的激活。结合SF分布特征可以推断，A1合金具有较高的非基面滑移激活倾向。这种现象源于高温降低了非基面滑移的CRSS，从而为非基面滑移的顺利激活提供了有利条件。A4合金中晶粒G到L的IGMA分布显示，滑移沿着<0001>、<01-10>和<-12-10>轴分布，表明多系统滑移也是A4合金的主导滑移模式。此外，A4合金沿<01-10>轴的IGMA分布得到增强。结合SF分布结果可以进一步推断，A4合金中的锥形滑移程度显著提高。这与相关研究报道的Y元素添加可以促进锥形滑移激活的结果一致[36-38]。因此，向HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金中添加Y元素可以促进滑移的激活，从而增强合金的塑性。

下载：下载高分辨率图像（875KB）
下载：下载完整尺寸图像
图9. A1和A4合金的IGMA分布和SF值分布。其中，(a)和(b)分别是A1和A4合金的GOS图。

4.2. 沉淀物对HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金性能的影响
为了进一步探索沉淀物对合金机械性能的调节机制，对A1和A4合金的微观结构进行了进一步的表征和分析。图10显示了A1合金的EBSD表征结果及其相应的SEM形态。如图10(a)所示，A1合金的晶粒在断裂后发生了显著变形，表明在拉伸过程中晶粒内部产生了大量位错，导致明显的塑性变形特征。为了准确分析沉淀物的影响，从A1合金中选取了三个典型晶粒（标记为A、B和C）进行针对性研究。图10(b)显示了A1合金的SEM图像，其中红色细线标记了所选晶粒的轮廓，黄色虚线区域代表晶粒内部由沉淀物组成的网络状连续沉淀结构。如图10(c)所示，在晶粒A内部的连续晶内沉淀物中可以观察到明显的亚晶界（测量错位角< 5°），并且在连续晶内沉淀物位置存在高密度的GNDs（图10(f)中的黑色虚线区域），表明A1合金中连续晶内沉淀物位置的GNDs密度较高。连续晶内沉淀物两侧的IPF颜色有显著差异，表明两侧晶粒之间的错位较大，进一步证实了沉淀物对变形的阻碍作用。在图10(d)中，晶粒B内部也观察到了亚晶界，IPF图局部区域的颜色变化反映了晶粒内部的错位存在。晶粒B内部靠近连续沉淀物的区域也显示出高GND密度的特征，表明连续晶内沉淀物对位错运动有显著的阻碍作用（图10(g)）。晶粒C中的晶粒取向差异进一步增大，出现了<11-21>和<01-11>的晶粒取向（图10(e)），并且在连续晶内沉淀物位置也检测到了高GND密度。总结来说，A1合金中的连续晶内沉淀物可以有效阻碍晶内位错的移动，并通过位错堆积强化机制提高合金的强度。下载：下载高分辨率图像（395KB）下载：下载全尺寸图像图10. A1合金的EBSD分析。其中，(a)是A1合金的IPF图，(b)是A1合金的SEM图，(c-e)、(f-h)分别是图中A、B、C晶粒的IPF图和GND密度图。图11展示了A4合金断裂表面的EBSD数据。在图11(a)中，也选择了三个晶粒进行分析，并标记出了晶界和晶内的连续晶内沉淀物（图11(b)）。如图11(c)所示，D晶粒内部存在大量亚晶界，亚晶界两侧的IPF颜色有明显差异，表明晶内发生了不均匀变形。结合图11(b)，亚晶界的位置与连续晶内沉淀物高度一致，这表明连续晶内沉淀物阻碍了晶内位错的传播，促进了位错在其附近的积累和纠缠，从而形成了亚晶界，实现了变形的调节。在E晶粒中，连续晶内沉淀物没有形成完全的分割，因此两侧区域的IPF颜色变化不显著（图11(d)）。如图11(g)所示，在连续晶内沉淀物附近仍然观察到较高的GND密度，表明即使没有形成完全的分割结构，连续晶内沉淀物仍然具有显著的位错钉扎效应，能有效阻碍位错的运动。在F晶粒中，连续晶内沉淀物实现了晶粒的有效分割，在沉淀物附近的区域也检测到较高的GND密度（图11(e, h)）。这进一步证实了连续晶内沉淀物具有晶粒分割和位错阻滞的双重作用，其中分割作用较为显著，可以进一步限制晶内位错的传播空间。结合A1合金的分析结果，可以得出结论：HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金中的连续晶内沉淀物是提高合金强度的关键因素之一。它们通过两种机制强化合金：首先，直接阻碍位错运动并促进位错堆积，从而实现位错堆积强化；其次，诱导亚晶界的形成或晶粒的分割，限制位错的传播范围，进一步增强强化效果。下载：下载高分辨率图像（399KB）下载：下载全尺寸图像图11. A4合金的EBSD分析。其中，(a)是A4合金的IPF图，(b)是A4合金的SEM图，(c-e)、(f-h)分别是图中D、E、F晶粒的IPF图和GND密度图。图12展示了A1和A4合金断裂微观结构的TKD分析结果，进一步验证了连续晶内沉淀物的强化机制。如图12(a, b)所示，沉淀物分布在A1合金的晶界和晶内，晶内的沉淀物区域可以观察到明显的亚晶界。结合图12(c)中的KAM图，晶界和亚晶界的KAM值显著较高，表明这些区域由于位错积累而发生了明显的应力集中。如图12(b, d)所示，晶内的亚晶界分布与晶内的连续晶内沉淀物位置一致。此外，连续晶内沉淀物附近的KAM值为0.74°，显著高于晶的平均KAM值（0.38°）（图12(e, f)）。这些数据充分证实了合金中的连续晶内沉淀物可以有效钉扎位错运动，促进位错在其附近的积累和纠缠，然后诱导亚晶界的形成，从而通过位错调节提高合金强度。对于A4合金，其TKD表征结果与A1合金相似（图12(g-l)）：晶粒内也存在亚晶界和连续晶内沉淀物，晶界和亚晶界区域的KAM值较高，表明沉淀物对位错具有显著的阻碍作用。对选定的晶粒进行详细分析发现，连续晶内沉淀物的分布位置与亚晶界完全一致（图12(j-l)），沉淀物附近的KAM值达到0.92°，远高于晶的平均KAM值（0.36°）。这表明A4合金中的连续晶内沉淀物也对位错具有强烈的阻碍作用，可以有效提高合金强度，这一结论与之前的EBSD分析结果完全一致。下载：下载高分辨率图像（938KB）下载：下载全尺寸图像图12. (a-c)和(g-i)分别是A1合金和A4合金的IPF图、TKD图和KAM图。(d-f)和(j-l)分别是A1合金和A4合金中选定晶粒的IPF图、KAM图和KAM数据。图13展示了A1和A4合金断裂后的微观结构的TEM表征结果，用于直观分析沉淀物与位错之间的相互作用。从图13(a, b)可以看出，A1合金内部存在三种类型的位错。所有位错都被沉淀物限制在连续沉淀物区域内，无法进一步穿过沉淀物，表明沉淀物对位错具有显著的阻碍作用。如图13(c, d)所示，A4合金中也检测到其它类型的位错，沉淀物对位错的阻碍作用同样明显，显示出与A1合金相同的位错调节规律。这一结果证实，在HPDC Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY合金中，以连续网络形式分布的沉淀物对位错滑移具有强烈的钉扎作用，可以通过抑制位错运动有效提高合金强度。结合图5中的OM观察结果，可以进一步推断，合金晶粒内部由沉淀物形成的连续网络结构显著减小了自由位错滑移的微观尺度，通过类似细晶强化的机制进一步提高了合金强度。总之，合金力学性能的提高源于双重强化机制：一方面，Y元素的添加增加了沉淀物的含量，增强了沉淀物引起的二次相强化效果；另一方面，Y元素促进了连续晶内沉淀物引起的晶粒分割，形成了类似细晶的强化效果。这两种机制协同作用，显著提高了合金强度。下载：下载高分辨率图像（852KB）下载：下载全尺寸图像图13. 模压合金断裂表面附近的微观结构的TEM图像。其中，(a, b)是A1合金，(c, d)是A4合金。5. 结论通过高压压铸（HPDC）制备了添加了微量Y的Mg-4Al-1.5La-2.5Ce-0.3Mn-xY（x = 0, 0.05, 0.1, 0.2）合金。研究了这些合金在200°C下经过T5热处理后的微观结构和性能，结论如下：(1) 经过T5热处理后，添加了0.2 wt.% Y的A4合金在200°C下表现出最佳的高温力学性能。其UTS、YS和EL分别为140 MPa、122 MPa和27.7%，分别比未添加Y的A1合金提高了16.7%、16.2%和37.8%。这实现了强度和塑性的协同优化。(2) 合金中的沉淀物被鉴定为Al??RE?、Al??RE?Mn?和Al?RE相。Y元素的添加并未改变沉淀物的类型，仅增加了它们的含量。部分Y元素溶解在Mg基体中，其余部分掺入Al??RE?Mn?和Al?RE相中。(3) 200°C下合金的变形主要由多系滑移主导。微量Y的添加可以促进锥形滑移的激活并提高塑性变形能力。同时，它减少了内部孔隙缺陷，优化了缺陷分布状态，从而提高了合金的断裂韧性。此外，Y元素促进了连续晶内沉淀物（具有网状结构）引起的晶粒分割，通过减少位错传播的空间增强了位错钉扎效果。(4) 合金性能的提高源于多种机制的协同效应：强度通过Y引起的较高沉淀物含量（增强二次相强化）和晶粒分割引起的位错传播抑制（实现类似细晶强化）得到提升；塑性主要通过Y促进的滑移激活得到改善。未引用参考文献[24]; [25]; [26]; [27]; [28]; [29]; [30]; [31]; [32]; [33]; [34]; [35]; [36]; [37]; [38]CRedI作者贡献声明王锦辉：撰写-审稿与编辑，资金获取。任倩龙：正式分析。郝继龙：正式分析，数据管理。秦正东：撰写-初稿，方法学，数据管理，概念化。