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钇合金化在镁合金中的应用

文档作者：王其龙吴国华郑韫丁文江文档来源：金属基复合材料国家重点实验室上海交通大学轻合金精密成型国家工程研究中心		点击数：	更新时间： 2021年06月21日
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Sep．2008
Vo1．57 NO．9
铸 造
FOUNDRY ·873 ·
钇合金化在镁合金中的应用
王其龙，吴国华，郑韫，丁文江
(金属基复合材料国家重点实验室，上海交通大学轻合金精密成型国家工程研究中心，上海200030)
摘要：稀土元素因对镁合金的室温与高温力学性能、成型性及耐蚀性有较大的影响，近年来受到越来越广泛的重视。
微量钇元素的加入不仅可以细化镁合金的组织、提高室温和高温强度，而且还能改善镁合金的抗蠕变性能、耐蚀性及
铸造成型性能。本文中，就钇对镁合金性能的影响作了较为详细的论述，并且展望了含钇镁合金的发展前景。
关键词：镁合金；钇；合金化；性能
中图分类号：TG146．2+2 文献标识码：A 文章编号：1001—4977(2008)09—0873—05
Application of rium Alloying in Magnesium Alloy
WANG Qi-long，WU Guo—hua，ZHENG Yun，DING Wenqiang
(National Engineering Research Center of Light Alloy Net Forming，State Key Laboratory of Meta
Matrix Composites，Shanghai Jiao Tong University，Shanghai 200030，China)
Abstract： Recent years．rare earth elements have got more and more attention because they have
important effects on the room temperature and elevated temperature mechanicaI properties。
f0rminq ability and corrosion resistance，etc．The small amount of yttrium addition not only can refine
microstructures，increase the room temperature and elevated temperature strength of magnesium
alloy，but also can im prove creep property。corrosion resistance and cast—ability．1 n this paper，the
effects of Y on the properties of magnesium alloy have been presented systematically，and the
development prospect of magnesium alloys containing Y IS described．
Key WOrds： magnesium alloy；yttrIum：alloying；property
镁合金是目前实际应用中最轻的金属结构材料，具
有密度小，比强度和比刚度高，阻尼性、切削加工性好
等优点，在航空航天、汽车行业及3C产品具有广阔应用
前景。但镁合金室温与高温强度低、抗蠕变性能与耐腐
蚀性能差，且在熔炼、浇注及加工过程中易氧化燃烧，
从而限制镁合金在某些方面的应用。为此，通常采用合
金化，尤其是稀土合金化方法来改善镁合金铸造性能、
显微组织、室温及高温l生能、抗蠕变强度和耐蚀性。本
文中，主要综述钇在镁合金中的研究、应用现状。
1 钇对镁合金铸造性能的影响
镁合金成形主要通过铸造和塑性变形来进行，由
于镁合金塑性加工困难，所以铸造是目前镁合金成形
的主要方法。镁合金铸造性能的好坏直接影响成形性
及成品率，而流动性和收缩性则是表征合金铸造性能
好坏的关键。研究晶粒细化对提高镁合金铸件的性能
至关重要。晶粒细化能减小缩松倾向，增加合金流动
性，尤其对冷速很慢的砂型铸造合金，细化合金晶粒、
改善合金组织中的第二相分布形态，对于生产出高性
能优质铸件和提高铸件成品率无疑是一关键【1l。稀土在
改善镁合金各方面性能的同时也会对合金流动性产生
较大影响。Y和Mg均为密排六方晶格，‘晶格常数很接
近，原子半径也相差不大[2】。根据金属结晶原理中晶粒
形核核心“尺寸结构相匹配”原则，Y可成为 —Mg异
质结晶核心，阻碍晶粒长大，因此Y对镁合金有较好
细化晶粒作用。AZ91合金是使用较为普遍的镁合金，
张诗昌等【3】进行了Y及MM对AZ91镁合金流动性和凝固
组织影响方面的研究。结果表明，随Y及MM含量增
加，AZ91+Y及AZ91+MM合金流动性先增后降。当加
入1％左右Y及MM后，AZ91合金可获最好流动性，这
是由于Y及MM对合金液有良好净化作用。Y同时使
AZ91合金 —Mg初生相明显细化，Y及MM都使合金共
晶组织产生离异。含Y镁合金这种良好铸造性能极大
提高了铸件质量，从而使铸件成品率大大提高。
2 钇对镁合金组织及室温性能的影响
2．1 Mg-AI系
Mg—AI系合金是镁合金中研究得较多的一类合金，
基金项目：国家973资助项目(2007CB613701)；国家十一五科技支撑计划资助项目(2006BAE04B07—2)。收稿日期：2008—05—25。
作者简介：王其龙(1984一)男，浙江舟山人，硕士，主要从事镁合金材料研究。
通讯作者：吴国华，博士，教授，博导。E—mail：ghwu@sjtu．edu．cn
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Sep．2008
VOI．57 N0．9
通常在该类合金中加稀土来改善性能。而Y则是近年
来研究得较多的一种稀土，在Mg—A1系合金中加Y后，
合金显微组织和力学性能发生明显变化。
2．1．1 Mg—A1一Zn系
AZ系在Mg．A1系中被研究得较多，在该类合金中加
Y后，合金组织和力学性能发生较大变化。方西亚等同对
Mg一6A1—1Zn—Y合金进行了研究，该合金中第二相主要是
Mg。7A1。：，由图la可见，该相粗大，呈网状分布在晶界。
同时，可观察到有一种黑色A1．Mn点状化合物零星分布
在晶内。将图1中4个样进行对比可知，加Y细化0／．一Mg基
体以及Mg 7Al 。相，并出现一种稀土相Al：Y。其中，Y含
量只有0．5％时，合金细化效果不明显。Y含量达0．9~／oH~，
组织得以明显细化，晶粒尺寸也变得细小，稀土相呈颗
粒状。当YJJI]入量达1．4％H,-j-，晶界变得粗大，稀土相尺
寸增大，呈团块状结构。在凝固过程中，Al2Y相首先形
(a)0％Y
成，它易富集在仅．Mg]N前沿，形成成分过冷层，因而抑
制晶粒长大。吴国华等 寸AZ91D~合金组织及力学
性能影响方面进行较深入研究。结果表明，在AZ91D中
加人Y会强烈细化合金组织，并在合金中生成方块状
A16Mn6Y相及杆状的Al2Y相。同时合金中的B相
(Mg 7Al 2)量减少，并由原来网状分布变成断网分布，
但Y含量超过1．5％时，合金重新出现网状结构。AZ91D
中加入少量Y会提高合金力学性能，当Y含量达1．5％时，
合金抗拉强度达到最大值1 84．83 MPa，同时合金硬度也
达到最大值71．1。与纯AZ91D相比，加Y后，175℃和
200℃下时效峰值硬度都有所提高，且随时效温度升高，
时效峰值的出现会提前。同时因加Y，使合金时效峰值
出现时间比纯AZ91D有所延缓。固溶和时效处理都使合
金得到比铸态更好的强度，且合金在固溶处理后有最好
塑性，但随时效时间延长，合金塑性逐渐减弱。
图l Mg+6AI．Zn—xY合金铸态组织
Fig．1 Microstructure ofas—cast Mg一6A1一Zn-xY alloy
2．1．2 Mg—AI—Si系
在Mg一9A1合金中引入si后，改善了Mg．9A1合金高
温性能，但由于形成了Mg2Si，降低常温性能。研究发
现网，在Mg一9AI—Si合金中加入Y能有效改善合金铸态组
织，使Mg Si相由粗大的汉字状转变为细小、弥散、均
匀分布的颗粒状。在室温和150℃ 条件下，
Mg．9A1．1Si．xY合金的 、O"o 及6都随Y含量增加而提
高，呈连续上升状态，Y对合金性能的改善作用并不
因温度升高而消失。由于JJI]Y，产生的棒条状Al 。Y，相
在晶界的存在使晶界得到强化，Mg Si和Al。，Y，的共同
作用阻止高温蠕变过程中晶界滑移，从而提高合金室
温和高温强度及抗高温蠕变性。当Y加入量超过0．6％
后，Mg．9A1一Si合金高温性能超过AE42。
2．1-3 Mg．A1一Mn系合金
Y和ce混合添加对AMS0合金微观组织和力学性能
产生较大影响同。在AM50．0．3％Y一0．3％Ce合金中由于Y
和ce的加入，组织中形成Al2Y和Al 。Ce 相。在固溶处理
过程中，热稳定}HA12Y和Al 。ce 先沉淀析出，其析出抑
制了高温下晶粒的生长和晶界的滑动，从而使合金的晶
粒尺寸得到细化。Y和Ce的添加细化AM50合金组织，
随加量增加，Y和ce在基体中固溶度达到饱和，当Y和
Ce以1：1、1：2、1：3、I：4LE例加入时，A1．1ce3相的量逐渐
增多，使细化效果更明显。由于Y和Ce细晶强化，Y的
固溶强化及Al2Y和Al 。ce。相沉淀强化共同作用使AM50
合金在室温和高温下力学性能显著提高。当ce和Y添加
量分别小于0．6％和0．3％1t~，力学性能随稀土加人量增加
而提高。在AM60B镁合金中同H~~JUSr、Y和Nd后，合金
屈服强度和抗拉强度均改善，屈服强度达82．92 a，
I~AM60B镁合金提高32％，断裂强度为2l1．20 l~lPa，比
AM60B镁合金提高24％，且试样具有较好塑性阎。
2．2 Mg—Zn系
国内外对Mg．A1系镁合金研究较多，而对Mg．Zn系
镁合金研究很少，原因是Al含量增加后合金铸造性能
好，而Zn含量增加则导致合金铸造时会产生热裂倾向
和显微疏松，因此必须考虑采用第三组元来改善
Mg．Zn合金脆性和热收缩性[9]。在Mg—Zn合金中alY，
可改善合金铸造性能和力学性能。
有学者用铸造法获得Mg—Zn．Y系准晶，并在干摩
擦条件下对该准晶进行摩擦和抗疲劳行为研究，结果
发现㈣，该晶系的摩擦系数随载荷增加而减少，高载荷
使Mg．Zn—Y系准晶疲劳表面产生高塑性变形。随Y量增
加，该晶系摩擦系数和疲劳损失量先减后增；当Y量达
2％时，在不同载荷下Mg Zn．Y系准晶表现出最低摩擦
系数和最好抗疲劳l生。在70 N载荷下，Mg．25Zn．1．5Y疲
劳残骸中存在非晶相。Diqing Wan等⋯]也对平衡态及
非平衡态下Mg—Zn—Y准晶微观组织进行研究，根据原
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铸造 王其龙等：钇合金化在镁合金中的应用 ·875·
子尺寸效应对GFA产生影响的观点，向Mg—Zn系合金
中增大Y量后，不仅扩大了原子半径方向上的分配范
围，同时也形成均匀原子尺寸分离，这都增加原子包
裹效应，从而增加三元合金非晶形成能力。此外，加
Y促使Zn原子原位移动，从而得到较难形成的MgZn
相。然而当Y添加量超过某一临界值时，Y自身也参加
主要晶化过程(主要形成I相)。D．K．Xu等【l2J对不同含Y
量的挤压态Mg—Zn—Y—Zr合金力学性能进行研究，发现
当Zn量为一定值(5．65％)时，含Y量1．1 7％～1．72％的合
金具有最高强度。当Y量在0～1．72％变化时，合金主要
由 ．Mg基体和I相组成，且随I相增加，合金强度提高。
当Y量在1．72％～3．69％变化时，能观察到w相。比较力
学性能可知，w相会降低合金强度；据断裂试验知，随
Y量增加，可观察到更多Mg—Zn．Y相分布在断裂面。
在Mg．Zn—Zr系合金中／JuY后可得N3种三元合金，
分别为w 相(Mg3Zn3Y2)，I相(Mg3Zn6Y) 和z相
(Mg 2ZnY)，且随合金中Y增加，w相和I相含量也相应
增加。当加Y量为2．3％时，Mg97．4Zn2．2YO．3ZrO．11，
Mg96．9Zn2．22Y0．6ZrO．19和Mg96．7Zn2．2YO．9ZrO．15三种
合金具有最佳拉伸性能[131。D．K．Xu等【l4]对Y含量变化对
铸造Mg．Zn．Y—Zr合金微观组织和力学性能影响也进行
了研究，发现含Y量为1．08％合金有最高抗拉强度，但
拉伸性能最差；当Y量达1．97％或3．08％时，合金抗拉
强度明显降低，但伸长率稍提高。x射线分析表明，
当Y量为1．08％时，合金主要由I相和0c—Mg基体组成；
而含Y量为1．97％或3．08％时，除有I相和o【一Mg基体生成
外，还有w相生成，且w相衍射峰随Y量增加而加强。
I相紧贴镁基体，有效推迟基面滑移而使合金显著强
化，而w相易在拉伸过程中断裂，从而降低合金力学
性能。Qiang Li也发现[ 51在Mg—Zn．Zr#金中加不同量Nd
和Y后，使枝晶细化，增加枝晶相数量和热稳定性；
不连续的晶相利于合金最终强度及伸长率提高。
H．H．Zou等【 q在Mg一5Zn一2A1合金中加Y时，发现生
成Al 。Y，相和Al2Y相，当加Y超1％时，合金铸态下抗拉
性能显著提高。其中Mg．5Zn一2A1—2Y合金有较好综合性
能，主要分散相为Al。。Y，，研究还表明，含2．44％Y合
金能产生较好晶粒细化效果。
2．3 Mg-RE系
稀土在镁中有较大固溶度，且随温度下降，固溶度
急剧减小，故可得到较大过饱和度，从而在随后时效过
程中析出弥散强化相。RE析出相通常有高热稳定性，
同时RE在镁基体中扩散速率较低，使Mg—RE合金有较
高高温强度和优良抗蠕变性。利用Y在Mg中高固溶度
(Y质量分数最高为12．5％)和Mg—Y合金时效硬化能
力，发展一系列Mg．Y．Nd．Zr合金。英国人对Mg．Y．Nd
合金进行了深入研究，率先获得工业应用含Y镁合金，
其在T6状态下典型室温力学性能：O"b为275 l~1Pa、or 为
200]V[Pa、6为4％，与QE22A合金的相当 。J．F．FAN
等对Mg—Y—Ce合金高温表面氧化行为进行了研究，结
果表明 ，加Y和Ce使高温下镁合金氧化和燃烧明显推
迟。x射线衍射和扫描电镜分析表明，表面氧化膜有
双层结构，外层为ce 抛Y。糯O 印 和Y O，复合结构， 内
层主要有金属Mg和MgO组成。Martin Sahlberg等【嘲对
Mg—Y—Zn三元化合物吸氢能力进行研究，在400℃和
氢压为1 MPa以上条件下，Mg3Y2Zn，吸氢后分解成
MgH2，YH3和MgZn2，反应式为：Mg3Y2Zn3(S)+H2(g)一
MgH (S)+YH3+MgZn (s)。通过结构精修法得细化晶体
结构，发现Y占据4a位置，Mg占据4b位置，而8c位置
有Mg和Zn共同占有，从而确定Mg3Y2Zn 有A1MnCu2型
结构。氢化过程中，在母相表面形成多面体MgZn：晶
粒；在解析时，则形成Mg3YZn6相；在400℃下没观察
到有吸氢和解析现象。x．M．Wang等【l9】的研究结果表
明，含Y量分别为4．3 1％和25％的Mg．Y合金氧化过程服
从抛物线规律，而Y含量分别为0．82％和1．09％的Mg—Y
合金服从抛物线和直线动力学，这表明氧化温度和Y
含量都会对合金氧化行为产生影响， 当Y含量超过
4．3％后，在表面形成一层连续溶解Y：0，复合膜，这层
保护膜推迟氧向内扩散，从而减少高温下氧化速度。
对Mg．4Ho-xY一0．6Zr(x=0，3，5，7)合金的研究结果
表明 ，随Y量增加，淬火态下和时效条件下合金硬度
也相应提高，认为合金有相当好的时效强化效应，且
当含Y量为7％时，合金在250℃下有最显著时效强化
效应。合金抗拉强度随Y量增加呈单调递增，其中，
Mg．4Ho．7Y一0．6Zr合金在峰值点处有最高抗拉强度和
屈服强度，室温下分别为240 1VIPa和165 MPa；250℃
下分别为204 MPa和131 MPa。强度提高可能与B 相
或Mg (Ho) 沉淀相及高密度位错有关。有学者对
Mg．7Gd-xY (x=0，1，3和5)合金微观组织、时效硬
化行为、力学性能进行研究。结果表明『2l_，在研究的
温度范围内向Mg．7Gd--元合金中加Y，能减小晶粒尺
寸，提高时效硬化强度和力学性能，其中Mg．7Gd一5Y
合金在峰值点时有最大抗拉强度和屈服强度，在室温
下分别为258 MPa和167 IV[Pa；而250℃下的值分别为
212 MPa和140]VlPa，大概为Mg一7GdZ．元合金的1．8
倍。当Y量超3％时，在时效合金峰值点处观察到大
量Mg (Gd，Y)相，峰值点处抗拉强度的显著提高主要
是由于存在细小分散B—Mg (Gd，Y)沉淀相。Jun Wang
等 在Y对Mg—Gd．Y．Zr合金时效硬化和力学性能方面
影响进行研究，在Mg一10Gd-xY一0．4Zr(x=l。3．5％)
合金中，随Y量增加，合金时效硬化效应增强，且拉
伸性能也提高，当Y量达5％时，合金在时效峰值处有
最大抗拉强度和屈服强度，室温下分别为302 1ViVa、
289 MPa；250℃时分别为340 MPa和267 IVIVa。有较强
峰值时效硬化的原因，主要是由于以三角形方式排列
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的棱状13 相析出。在晶界处也观察到立方状13,I。强度
值显著增加与13 相均匀致密的分配及立方状13,I在镁基
体中析出有关。随Y量增加，伸长率降低，在250℃时
Mg一10Gd一5Y一0．4Zr合金伸长率低于3％ ，而Y量分别为
1％和3％的合金在室温下伸长率高于5％。
总之，含Y镁合金良好的室温力学性能，能满足
某些室温性能要求较高零件的使用，为这种合金的商
业化应用开辟了道路。
3 钇对镁合金高温强度和蠕变性的影响
对Mg一3．46％Y一3．22％Nd一0．47％Zr合金加工工艺的
研究表明 ，在挤压过程中坯料内部组织发生完全动
态再结晶，铸态时大块析出相被破碎成小颗粒，沿再
结晶晶界弥散分布，抑制再结晶过程中晶粒过分长大。
经T6热处理后，室温和250℃下屈服和抗拉强度均达
最高值，但室温伸长率仅4．5％，拉伸试样断口由大量
脆断平台组成，表现为断裂。铸态合金内部沿晶界不
连续分布的析出相主要由Mg~4Y 和Mg 2Nd组成，在变
形加工过程中被破碎成小颗粒。这些小颗粒对基体弥
散强化作用是合金力学性能提高的主要原因之一。T6
热处理人工时效过程中，部分固溶于基体的Y和Nd以细
小新相析出。时效析出相是导致合金在室温和250℃下
屈服和抗拉强度提高的主要原因。
在ZA52系合金中／3nY时，Y优先与A1形成Al'Y和
Al。 Y，二元相。高温下Al2Y较A1 ，Y 稳定，当温度超过
150℃时，Al 。Y 按Al2Y+Al—Al。 Y3的逆方向发生分解，
其中的分解产物为A12Y。经175℃ ，50 MPa蠕变120 h
后，ZA52合金铸态显微组织中晶界已发生明显位移
(图2a)，同时离异共晶相Mg Zn∞变为A1Mg Zn。而由
于Y存在，ZA52Y2合金铸态蠕变组织相对稳定，离异
共晶相成分保持不变，晶界树枝状相在蠕变过程中转
变为棒状，但仍可有效阻碍晶界迁移(见图2b)，从而
使合金有较好高温抗蠕变性能l 2 4I。
在Mg一0．8Zr．0_35Zn基合金中alY后发现圜，随Y量
增加，250℃下抗拉强度增大，伸长率及断面收缩率降
低；高温拉伸断口SEM图像显示脆性断裂趋势增大，断
裂由延性向解理方式发展。细小网状组织Mg24Y 热稳定
性好，分布于合金中起弥散强化作用。含Y镁合金这种
-
一
鳖
(a)ZA52 (b)ZA52Y2
图2 ZA52和ZA52Y2合金蠕变组织(175℃ ，50 MPa，120 h)
Fig．2CreepmicrostructureofZA52 andZA52Y2 (175℃ ，50MPa，120h)
优异高温性能，能满足某些高温条件下使用要求，因此
人们可从这种合金系人手去开发新的高强耐热镁合金。
4 钇对镁合金耐腐蚀性的影响
AZ91合金虽有良好室温力学性能和优异铸造性，
但耐蚀性较差，易发生接触腐蚀，并有应力开裂现象。
在AZ91合金中加Y后，形成块状Al2Y化合物，加Y可明
显减缓镁合金在NaC1溶液中腐蚀，这是因为Y改变镁合
金内部结构，有效抑制镁溶解和阴极析氢过程，从而改
善镁合金耐蚀性，含量为1．52％Y合金耐腐蚀性最好[26-271。
对压铸AZ91镁合金耐蚀性研究表明【281，在相同浓度及相
同温度NaC1腐蚀介质，压铸AZ91+I％Y合金腐蚀速率明
显低于AZ91合金。XPS分析结果表明，AZ91+I％Y合金
腐蚀试样中存在Y氧化物，可起到钝化保护膜作用，
从而提高镁合金耐腐蚀性。在ZM5合金中加Y研究表
明 ，加Y后，合金耐蚀性提高。在Mg．A1合金中，Al
和Y电负性分别为1．5和1．2，相差0．3，而Y与Mg电负性
都是1．2差值为0，因此A1．Y~LMg．Y更易结合；另一方
面，A1 2Y或A13Y相不像Mg。7Al 那样为立方结构，与
HCP镁基质不同，它们之间有很好共格关系，故合金
抗腐蚀性会提高。同时，稀土合金在溶解过程中有去
氧除氢作用。由此显现出Y对镁合金耐蚀性的贡献，
为今后合理选择含Y耐蚀镁合金提供依据。
5 钇对镁合金的阻燃作用
半个世纪以来，关于阻燃镁合金理论研究仍十分薄
弱，大多停留在对含钙、含铍、含锌和某些稀土阻燃镁
合金的研究，对于含Y阻燃镁合金的研究甚少。攀建锋
等p研通过在镁中加Y和Ce获得具有良好阻燃效果的
Mg．Y—Ce合金，该合金在1 173 K高温下暴露于大气中
0．5 h而不燃烧。扫描电镜和x射线衍射分析表明，合金
表面生成有双层结构的复杂氧化膜：其中外层主要由
Y20 和MgO组成，内层则由大量金属镁和极少量Y：0 ，
MgO组成。外层Y：O +MgO氧化膜均匀而又致密，有保
护作用。高温氧化动力学研究显示，该合金在673 K和
773 K时氧化符合抛物线．直线规律，而在873 K下则遵
循四方规律。该研究小组为寻求Mg—Y．Ca阻燃镁合金的
强化方法，研究Y和Ca对Mg．4％Zn合金微观组织和力学
性能的影响，结果表明【3l_，随Ca在Mg．4％Zn—Ca合金中
含量增加，该合金抗拉强度呈先快速增加后缓慢降低的
趋势；随Y量增加，凝固组织逐渐粒化，晶粒尺寸变
小，相应地，其抗拉强度呈上升趋势。在综合考虑阻燃
能力和力学性能基础上，按照致密氧化膜形成条件，选
定Mg．4％Zn一3．5％Y一0．8％Ca作为新型阻燃镁合金的初步
成分。他们还对Mg一3．5Y．0．8Ca阻燃镁合金的高温氧化
特性进行研究，结果表明同时添加Y、ca能达到较好阻
燃效果 。这说明Y可作为阻燃元素，在熔炼过程中发
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铸造 王其龙等：钇合金化在镁合金中的应用 ·877·
挥积极作用，从而为新型阻燃镁合金开发提供思路。
6 结束语
钇是镁合金中一种重要稀土合金元素，钇不仅可
细化镁合金组织、改善镁合金铸造性能、提高室温高
温力学性能与蠕变性能，还能提高合金耐蚀性。当前，
十分重视Y在高强耐热镁合金中的应用研究。研究表
明，Y在镁基体中的固溶度随温度升高增大，因此可
从固溶强化与时效析出强化人手，来提高合金室温与
高温力学性能。上海交通大学在国家973计划与国家十
一五科技支撑计划的资助下， 开展了高强耐热
Mg—Gd．Y镁合金研究，热处理优化后的合金最高抗拉
强度可达370 Ik,~Pa，但有关Y的强韧化机理有待深入研
究。此外，有关Y对该合金耐蚀行为的影响有待进一
步探讨。由于Y价格较贵，且过多的Y量会降低合金塑
韧性，这不但恶化合金性能且使生产成本大大提高，
因此开发低含Y量的高强耐热镁合金有望成为今后研
究的方向。另外，当前有关含Y高强耐热Mg—Gd．Y合金
研究大多是在冷却速度较快的金属型条件下进行的，
有关冷速较慢的砂型铸造条件下的研究较少。作者前
期研究发现，该合金对冷却速度较敏感，冷却速度对
合金组织与性能影响较大，故今后应大力开展砂型慢
冷条件下合金组织、性能与热处理工艺的研究，以便
采用砂型铸造方法来成形大型复杂零部件。
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(编辑：田世江，tsj@foundryworld．com)

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