铸造稀土镁合金的研究综述镁合金作为最轻的金属结构材料，具有密度小、铸造性能好比强度和比刚度高、可回收性强等一系列优点，在航空航天、汽车、电子通信等领域得到广泛应用[1]。
在实际应用中，由于镁合金塑性加工困难，镁合金产品主要以压铸为主[2]。
然而与铸造铝合金相比，常规铸造镁合金的力学性能及耐热性能偏低，从而限制了其进一步应用，通过在铸造镁合金中添加稀土可以显著提高合金的力学性能及耐热性能[3]，进一步扩大其应用范围。
1.铸造稀土镁合金的研究现状常用的铸造稀土镁合金可分为Mg-Al-RE系，Mg-Zn-RE系，Mg-RE系合金3类。
近些年来，主要采用合金化方法来研究铸造稀土镁合金中的微观组织及其对力学性能的影响。
1.1Mg-Al-RE系Mg-Al系合金是常用铸造镁合金。
在Mg-Al系合金中，主要的强化相为低熔点Mg17Al12相。
当使用温度高于120℃时，Mg17Al12相会软化，且晶界附近富Al的过饱和固溶体会发生β-Mg17Al12相的非连续析出，最终导致合金抗蠕变性能的迅速降低。
因此，可以通过改变Mg17Al12相的结构和增添新的热强相来提高合金的力学性能及耐热性能。
由于RE与Al之间可形成热稳定性高的金属间化合物，并充分抑制Mg17Al12相的形成，因此，Mg-Al-RE合金具有较高的室温、高温力学性能和抗蠕变性能。
CUI X P等[4]研究了Pr对压铸AZ91合金组织与力学性能的影响，发现加入0.4%的Pr后，合金中出现了细小的针状Al11Pr3相和少量的Al6Mn6Pr相。
随着Pr的增加，Al6Mn6Pr相增加并随之粗化，Al6Mn6Pr相数量急剧增加。
AZ91-0.8Pr合金具有较优异的力学性能，其室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为228MPa、137MPa和6.8%。
Y对AZ91-Sb铸造合金的高温力学性能的影响。
发现在AZ91-0.5Sb合金中加入0.6%的Y后，会有较好的常温和高温力学性能，在150℃时的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为191MPa、111MPa和13%。
继续增加Y的含量，会形成粗大的Al2Y 相，导致组织和成分的不均匀，使合金的力学性能降低。
降低合金中的Al含量，可提高Mg-Al-RE 合金的耐热性能，因此开发出一系列的ＡＥ系稀土镁合金，如：AE21、AE41、AE42等。
ZHANG J等[5]对压铸Mg-4Al-Ce合金的研究表明，加入4%～6%的Ce可显著提高合金的高温性能，尤其是在150~250℃时，屈服强度Mg-4Al合金提高了近60%，其原因归结于晶粒的细化及热稳定性好的Mg11Ce3相的出现。
添加单一稀土元素对合金的力学性能提高有限，而加入多种稀土元素时，由于多种稀土元素间的相互作用，可明显改善合金的力学性能。
1.2 Mg-Zn-RE系9Mg-Zn合金相比Mg-Al合金具有更高的屈服强度，但是，在Mg-Zn合金中，增加Zn含量会使合金在铸造过程中出现热裂倾向和显微缩松，导致合金力学性能降低。
稀土的加入，可以改善Mg-Zn合金的力学性能和抗蠕变性能，因此开发出一系列的ZE系稀土镁合金，如：ZE33、ZE41、ZE53等。
通过对Mg-3.8Zn-2.2Ｃa-Gd合金的研究，发现少量Gd的加入可以显著提高合金的力学性能和抗蠕变性能。
加入1.49%的Gd时，合金具有最优的力学性能和抗蠕变性能。
XU L等[6]研究Nd和Yb对Mg-5.5Zn-0.6Zr合金组织和力学性能的影响，发现Nd和Yb的加入能有效细化晶粒。
经固溶处理后，合金中形成的Mg-Zn-Yb 球状相含量随Nd和Yb的增加而增加，合金的力学性能显著提高。
Mg-5.5Zn-0.6Zr-0.2Nd-1.5Yb合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到了255.6MPaMPa、163.6MPa和17.4%。
少量Y加入Mg-Zn合金中会形成Ｗ-Mg3Y2Zn3相和准晶Ｉ-Mg3YZn6相。
一定含量的Ｗ相可以提高合金的力学性能，而Ｉ相为正二十面体准晶相，这种结构可显著提高合金的力学性能。
1.3 Mg-RE系由于单独添加一种稀土元素对合金的力学性能提高有限，因此，Mg-ＲＥ系合金多为多元稀土合金化镁合金。
目前，Mg-ＲＥ系常用的铸造合金主要有ＷＥ系和Mg-Gd-Y系合金。
ＷＥ54合金为第一个在商业上应用的含Y稀土镁合金。
但是，该合金在150℃以上长期使用韧性会降低，因此，降低Y 含量，同时增加Nd含量，开发出了WE43镁合金。
李克杰等[7]对ＷＥ系合金的沉淀相进行了研究。
发现在250℃峰值时效条件下，ＷＥ系合金同时存在着3种亚稳相：β″、β′和β1相。
随着时效时间延长，β1在原位形成β相。
近年来，Mg-Gd-Y系合金由于具有显著的时效强化作用，已成为了新的研究热点。
不同Gd含量对Mg-Gd-Y-Zr合金力学性能的影响。
结果表明，经时效处理后，Gd含量从9%增加到11%，合金的共晶组织随之增加，但合金的力学性能变化较小，都具有优异的力学性能。
其中Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金的室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为358MPa、240MPa和3.7%。
固溶和时效处理对Mg-14Gd-3Y-1.8Zn-0.5Zr合金的组织演化和力学性能的影响，发现随着固溶时间延长，合金的14H-LPSO结构数量随之增加，经498K×16h的时效处理后，合金基体中弥散分布着大量的β′和β1相。
大量的14H-LPSO结构及弥散分布的沉淀相使得合金具有优异的力学性能，其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到了366MPa、230MPa和2.8%。
2.铸造稀土镁合金的强化机制作为最轻的盒属结构材料，虽然镁合金有着广泛的应用前景，但总的来说由于其力学性能均不如铝合金，因此要满足镁合金在高技术领域的应用，扩大其应用范围，就必须对镁合金进行强化。
从现有理论上来看，主要有两个途径来提高金属强度：第一种是完全消除其内部缺陷，使其强度接近于理论强度。
但这样获得的高强度并不稳定，如果位错一旦产生就会导致其强度大大降低。
虽然目前能够制出无位错的高强度的金属晶须，但实际应用并不广泛。
另一种强化金属的途径就是在余属中引入大量缺陷（固溶强化、沉淀强化、加工硬化、细品强化等）以阻碍位错的运动，在生产实践中这些强化手段己经广泛应用于多种会属的强化处理。
2.1固溶强化固溶强化是利用点缺陷对会属基体进行的强化。
具体的方式是合会化元素（溶质）溶入基体金属（溶剂）中，使溶质原子在溶剂品格点阵中取代溶剂原子，通过原子错排造成晶格畸变，增大位错运动的阻力，使合会固溶体的强度与硬度增加。
固溶强化根据溶质原子占据的位置不同可分为间隙式和置换式两种方式。
间隙式固溶强化是指碳、氮等小溶质原子嵌入金属基体的品格间隙中，使晶格产生不对称畸变造成强化效应。
间隙原子在基体中与刃型位错和螺型位错产生弹性交互作用对位错形成钉扎效应，使得金属强度进一步增强。
置换式固溶强化则是溶质原子在溶剂品格点阵处取代溶剂原子，造成基体品格的畸变，由于晶格畸变大都是球面对称的，因而强化效见要比间隙式固溶强化小,但高温下置换式固溶强化的效果强于间隙式固溶体。
2.2细晶强化细晶强化对提高镁合金强度、改善其塑性与韧性具有重要的意义。
晶界能够钉扎位错的滑移与运动，在晶界处产生的应力集中可以激活更多的合金滑移系，从而使合金的整体塑性变形协调能力得到增强，随之提高合金的强度和韧性。
在一般情况下，合金的屈服强度与晶粒尺寸之间的关系可由Hall-Petch 关系式表示[8]：d K y +=0σσ式中，y σ为晶体材料的屈服强度；0σ为晶体材料的晶格间摩擦力；K 为斜率（不同的合金材料Ｋ 值不同）；d 为晶粒尺寸。
从式(1)中可以看出，合金的屈服强度与晶粒尺寸大小的平方根成反比。
由于纯镁是密排六方结构，晶体对称性很低，其滑移系较少，因此它的K值要远大于体心立方和面心立方金属（K≈），所以晶粒细化后，镁合金的力学性能会明显地提高。
加入280~320MPa m稀土后，合金的细晶强化效果更为显著。
2.3沉淀强化沉淀强化又称析出强化，产生沉淀强化的前提条件是：合金元素的固溶度随温度的下降迅速降低。
将具有此特征的镁合金在较高温度下进行固溶处理，得到过饱和固溶体，接着在较低温度下进行时效处理，析出相便会从过饱和固溶体中析出。
如果这些沉淀相具有尺寸细小、分布均匀，与基体保持共格关系且随温度升高粗化不明显等特点，合金便可产生较强的沉淀强化作用。
其强化机理为：析出相能够严重阻碍位错的运动及滑移，从而提高合金的屈服强度。
沉淀强化是稀土镁合金最重要的强化机制。
对Mg-4Y-2.5Nd-0.7Zr（WE43）合金的沉淀强化作用进行了半定量计算，结果表明由沉淀强化引起的合金屈服强度提高了36%。
2.4弥散强化弥散强化颗粒是合金在凝固过程中生成的，通常都具有较高的熔点和很低的溶解度。
在室温环境下，析出相与弥散强化颗粒都可阻碍位错的滑移和运动，使合金得到强化。
但在高温环境下，由于析出相不断粗化、合并及软化，最终导致析出相的强化效果显著减弱；而弥散强化相在高温时性能稳定，能在合金变形时阻碍位错的运动，因此，合金在较高温度时仍具有较好的力学性能。
一般而言，等轴、细小且均匀分布于基体内的弥散相具有较好的强化效果，这些弥散相颗粒具有极强的钉扎作用。
在AZ系镁合金中加入少量RE可形成热稳定性好的Al-RE 弥散相，使得AZ系合金的力学性能及抗蠕变性能得到提高。
3.先进镁合金压铸技术压铸镁合金与其他压铸合金相比，具有较低的密度、熔点、动力学黏度、比热容和相变潜热等特点。
近年来，随着科学技术的快速发展，在传统压铸成形技术（冷室、热室）的基础上，一些新的压铸方法包括真空压铸、充氧压铸、半固态压铸、计算机模拟技术等多种新的成形工艺及技术也相继应用于镁合金生产。
3.1 镁合金真空压铸真空压铸是在压射过程中抽除型腔和压室内的气体，从而减少铸件中的气孔缺陷，提高铸件质量的压铸工艺。
真空压铸镁合金铸件的最小壁厚为1.5～2.0mm。
真空度小于等于80kPa，冲头速率最大达10m/s，充型时间为20~30ms，铸件强度可提高10%以上，韧性提高20%～50% [9]。
另外，雅马哈摩托车公司利用真空压铸，开发CF( YAMAHA ConironedFining Die Casting)压铸技术，对压铸条件进行了精密的控制。
3.2 充氧压铸技术充氧压铸又称为无气孔压铸( Pore-free die cast-ing process，PF) [10]。
该法在金属液充模前，将氧气或其他活性气体充入模穴，置换模穴内的空气，金属液充模时，活性气体与金属液反应生成金属氧化物微粒弥散分布在压铸件内，可消除压铸件内的气体，使压铸件可进行热处理强化。