高強塑積鎂稀土合金的研究進展

李揚欣,曾小勤

（1.上海交通大學 材料科學與工程學院 輕合金精密成型國家工程研究中心，上海 200240；2.上海交通大學 材料科學與工程學院 金屬基復合材料國家重點試驗室，上海 200240）

鎂合金是實際應用中最輕的金屬結構材料。與鋁合金、鋼鐵等結構材料相比，鎂合金具有比強度更高、資源更豐富、輕量化潛力更顯著的優點，被譽為“21世紀綠色工程材料”[1-2]。鎂和稀土是我國兩種重要的優勢戰略性資源，鎂和稀土結合可以創造出性能優異的輕質高強結構材料，即鎂稀土合金。國內外研究表明，高強度鎂合金的發展歷史幾乎就是高性能鎂稀土合金的發展歷史。與普通鎂合金相比，高性能鎂稀土合金具有更高強度、更高塑性、更高組織和性能均勻性、耐高溫和耐腐蝕等特性，成為越來越受重視的鎂合金系之一，并在電子、汽車、航空航天等領域得到了廣泛的應用[3-4]。

稀土（rare earth，RE）元素包含元素周期表第三副族中原子序數為21的鈧（Sc）、39的釔（Y）及57的鑭（La）至71的镥（Lu）等17種元素。除Sc外，按元素物理和化學性質的微小差別和稀土礦物的形成特點及其分離工藝的不同，將原子序數在釓（Gd）之前的鑭（La）、鈰（Ce）、鐠（Pr）、釹（Nd）、钷（Pm）、釤（Sm）和銪（Eu）等 7種元素稱為輕稀土元素或鈰（Ce）組稀土元素；將Gd和Gd之后的鋱（Tb）、鏑（Dy）、鈥（Ho）、鉺（Er）、銩（Tm）、鐿（Yb）、镥（Lu）和Y等9種元素稱為重稀土元素或釔（Y）組稀土元素（由于Y的原子半徑在重稀土元素原子半徑范圍之內，且化學性質又與重稀土元素相似，加上它在自然界中又常常與重稀土元素共生共存，所以把Y也歸為重稀土元素[3, 5-6]）。我國擁有豐富的稀土礦產資源，已探明的儲量占世界稀土總儲量的50%以上；同時我國又是鎂資源大國，已探明的鎂儲量占全世界的40%以上，這兩大資源優勢為高性能鎂稀土合金的開發與應用奠定了基礎。目前我國80%以上的鎂產品進入國際市場，在國內應用較少，僅變成消耗能源和資源，為發達國家提供鎂的初級產品[7]。近年來，基于RE元素優異的固溶和時效強化作用，Mg-RE合金系已引起國內外學術界和工業界的廣泛重視，目前已開發出鎂稀土鋯系合金（EK系）、鎂稀土鋅系合金（EZ系）、鎂稀土銀系合金（EQ系）、鎂釔稀土系合金（WE系合金）、鎂釓釔鋯系合金（GW/VE系合金）等。

本文綜述近年來國內外鎂稀土合金的研究進展，探討進一步提高鎂稀土合金強韌性的思路。

1 高性能鎂稀土合金的研究現狀

通常來講，高性能鎂稀土合金指的是抗拉強度大于300 MPa的鑄造鎂稀土合金和抗拉強度大于400 MPa的變形鎂稀土合金。近年來，國內外科研機構對高性能鎂稀土合金開展了大量研究工作，涉及的稀土元素包括 Gd、Nd、Y、Sm、Dy、Er、Ho 等[3, 8]。其中，以Gd、Y元素的共同添加的強化效果最為顯著，研究人員目前采用常規加工手段已成功研制出500 MPa級別高性能鎂稀土合金[9-10]，并重點闡明了合金化原理和時效析出強化序列以及非基面析出相阻礙位錯滑移的強韌化機制，基本解決了鎂合金“絕對強度偏低”的重大科學問題，為高性能鎂稀土合金的進一步發展應用打下了很好的基礎，但到目前為止所研發的高性能鎂稀土合金幾乎都表現出了“強度與塑性匹配性較差”的特點，極大地限制了鎂合金在工程上的實際應用范圍。因此，發展新一代具有“高強塑積”（強塑積通常指鋼的抗拉強度與總伸長率的乘積，其數值近似地等于鋼的拉伸曲線所包圍的面積，可用于表征鎂合金強韌性水平的綜合性能指標）的鎂稀土合金，比單純追求“高強度”的鎂稀土合金具有更加重大的意義。

1.1 稀土元素的作用

通過添加稀土元素形成不同類型的強韌化結構單元可以顯著提高鎂合金的強度和塑性[3, 7]。這些結構單元按空間維度可劃分為以下三類：（1）一維結構單元，如溶質團簇結構[11-12]等；（2）二維結構單元，如層錯[13]、晶界[14]和相界[15]等；（3）三維結構單元，如晶粒[16]、亞晶[17]、孿晶[18]、析出相[8]和長周期堆垛有序結構（long period stacking ordered structure，LPSO）相[19]等。然而，單獨引入這些結構單元難以同時提高鎂稀土合金的強度與塑性。例如，β′相（底心正交結構）雖然能大幅度提高鎂合金的強度，但大量引入也會降低鎂合金的塑性；LPSO相雖然能改善鎂合金的塑性，但其本身對鎂合金的室溫增強貢獻有限。因此，系統研究不同類型結構單元在鎂稀土合金中的形成機制與演化規律，定性和定量分析它們對鎂合金強韌化性能的影響，不僅是至關重要的研究課題，也是研發新型高性能鎂稀土合金的理論基礎。在對眾多高性能Mg-RE系合金的研究過程中，Mg-Y和Mg-Gd系合金因其優異的力學和耐高溫性能而得到了廣泛關注。

1.2 Mg-Y 系合金

Y在Mg中具有很高的固溶度，在約565 ℃時的平衡固溶度約為3.6%（原子分數）/12.4%（質量分數）[1, 3]。隨溫度降低，Y在Mg中的固溶度也大幅度降低，并和Mg形成強化相，具有明顯的時效強化特征。在Mg-Y二元合金中加入其他合金元素（如Nd、Gd和Zn等）會明顯降低Y在Mg中的固溶度，但能大幅度提高合金中析出相的體積分數，從而進一步提高合金力學性能。其中，含Y的WE54和WE43合金具有較好的澆鑄和沉淀析出強化效果、優良的高溫抗蠕變性能和耐腐蝕性能，是目前應用相對成熟、研究相對深入的商用鎂合金，被廣泛應用于航空航天領域[20-22]。

在最早研制出的WE54系合金中，Y是以“75%Y + 25%其他Y組稀土金屬混合物”的形式加入的。國內外普通商用鑄造WE54合金的屈服強度約為 200 MPa，抗拉強度約為 270 MPa，伸長率約為 4%，強塑積約為 1100 MPa·%[23]。李吉林等[24]通過調整金屬型鑄造工藝優化出屈服強度234 MPa、抗拉強度327 MPa、伸長率9.6%、強塑積約為3100 MPa·% 的鑄造 WE54 合金（Mg-4.55Y-2.13Gd-2.25Nd-0.46Zr），是目前報道的性能最好的WE54合金之一。

WE系合金在固溶和時效處理過程中的基本時效序列如下：SSSS → β″ → β′（→ β1）→β。在這些析出相中，底心正交結構（c-axis base-centered orthogonal）的β′相作為主要強化相，因合金體系不同而晶格常數會發生變化，但都和鎂基體呈共格關系。雖然通過對WE系合金進行微合金化、變形及多級時效處理可以進一步提高合金中析出相的體積分數，改善析出相的分布狀態，從而提高合金的室溫力學性能，但長時間的高溫服役（＞ 200 ℃）通常會導致β′相的迅速粗化，從而導致WE系合金的塑性變差，這大大限制了WE系合金的使用范圍。上海交通大學輕合金中心的高巖[25]和尹冬弟[20, 26]研究發現，鑄態Mg-10Y-5Gd-0.5Zr（質量分數/%，下同）和Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr（%）合金經過時效處理后的抗拉強度、屈服強度和蠕變性能都明顯高于同狀態的商用WE系合金，但較高的稀土元素添加總量導致成本過高，從而限制了合金的使用范圍。

1.3 Mg-Gd 系合金

在以某一重稀土元素為主要添加主元的鎂稀土合金中，Mg-Gd系合金因其更為突出的固溶及時效強化效果和相對便宜的價格而備受矚目[27]。Gd具有比Y更大的固溶度差（548 ℃固溶度4.53%（原子分數）/23.48%（質量分數），200 ℃ 固溶度0.61%（原子分數）/3.82%（質量分數）），其時效序列與Mg-Y系合金大致相同，時效初期析出β″相（D019結構），隨后β″相向β′相轉變，然后再轉變為fcc的β1相。長時間時效后，在晶粒內部與晶界處析出粗大的平衡相β。

Rokhlin[3]和Dirts等[28]最早對不同合金成分的Mg-Gd二元合金在不同溫度下的力學性能進行研究后發現，Mg-22Gd（質量分數/%）合金的室溫抗拉強度可達400 MPa以上，但伸長率卻不足2%，其強塑積僅為800 MPa·%左右。雖然Mg-22Gd合金的高溫強度優于WE54合金，且耐熱溫度高達350 ℃，但大量地加入單一重稀土元素Gd導致成本太高、密度過大和伸長率過低，因此有必要添加其他少量稀土元素或更輕、更廉價的非稀土元素來降低Gd的用量，開發一種具有優良室溫和高溫力學性能的高強塑積鎂稀土合金，從而擴大其應用范圍。

研究表明，在Mg-Gd二元合金體系中添加Y、Nd等稀土元素雖會降低彼此在鎂基體中的固溶度，但能改善合金的時效析出行為，從而提高強化效果。Rokhlin[3]最先提出用Y代替部分Gd元素，并開發出Mg-10Gd-5Y-0.5Mn（質量分數/%，下同）合金，該合金T5態時的屈服強度在345～385 MPa之間，抗拉強度在 400～435 MPa，其中 Mn的加入是為了改善合金的腐蝕性能，但該合金的室溫伸長率很低，僅為2%左右。因為Zr細化鎂合金晶粒的效果遠強于Mn ，Kamado等[29]在Rokhlin工作基礎上用Zr替換Mn，并進一步優化出合金成分為Mg-10Gd-3Y-0.4Zr的高強塑積變形鎂合金。該合金經80%總壓下量的熱軋制和時效處理后的室溫抗拉強度為420 MPa，伸長率為5%，強塑積達到2100 MPa·%[29]。這一結果使得 Mg-Gd-Y-Zr系（GWK系）鎂稀土合金開始得到廣泛關注。上海交大的何上明[30]通過調整Gd/Y比，綜合運用固溶強化、時效強化和形變強化等手段，開發了用常規方法加工獲得的高性能 GW123K 合金（σ0.2= 436 MPa，σb= 491 MPa，δ = 3%～6%），并確定了該系合金的時效析出序列和相變模型（如圖1所示）。目前所報道的GWK系合金中已有抗拉強度超過500 MPa，伸長率達到 8% 的超高強塑積（≈4000 MPa·%）常規變形鎂合金[9-10]。

圖1 Mg-Gd-Y-Zr合金的時效析出序列和相變模型[30]Fig.1 Aging sequence and corresponding phase transformation model of Mg-Gd-Y-Zr alloys[30]

2 含長周期堆垛有序結構相（long period stacking ordered phase，LPSO 相）的鎂稀土合金

隨著對Mg-RE系合金研究的不斷深入，科研人員迫切希望能通過加入廉價的Zn、Cu、Ni或Al等元素來替代部分RE元素，達到同時降低成本和改善合金力學性能的效果。由于Zn元素在Mg-RE合金中的獨特作用，使得Mg-RE-Zn系合金備受矚目[31-36]。隨著Zn含量的增加，Mg-RE-Zn系合金的屈服強度和抗拉強度都會隨之提高，但過高的Zn含量會對合金的鑄造性能和加工性能產生不利影響。因此，目前Mg-RE-Zn系合金中Zn的添加量普遍不超過2%（質量分數）[37]。隨著對Mg-REZn系合金研究的不斷深入，一種新的長周期堆垛有序結構相（long period stacking ordered phase，LPSO相）引起了人們的重視。由于含LPSO相的鎂稀土合金大多表現出優異的室溫和高溫屈服強度、優良的伸長率和良好的蠕變性能[25, 38]，使其成為了近20年來鎂合金研究領域的一大熱點。

從上表可以看出，36個入選城市中，歐洲13個、北美9個、亞洲7個，其余為澳洲3個、拉美2個、非洲2個。因此，歐美城市占比達到58.3%，占據了重要位置；隨著亞洲經濟的崛起，亞洲國家的中心城市也極具單競爭力。從人口規模看，36個城市絕大多數屬于大城市或特大城市(城市人口大于100萬)，但一些中小城市(人口小于100萬)如曼徹斯特、謝菲爾德、斯德哥爾摩、哥本哈根、鹿特丹、格拉斯哥、拉斯維加斯、印第安納波利斯、杰克遜維爾，甚至是法國小鎮查默尼克斯也躋身于頂級的主辦城市。

2000年，Luo等[39]首先在Mg-7.2Y-1.2Zn-0.48Zr（質量分數/%）合金中發現了一種18R型LPSO相，但他并沒有深入研究這種特殊的LPSO相對鎂合金性能的影響。隨后，Kawamura等[40-41]采用快速凝固/粉末冶金（rapid solidification powder metallurgy，RS P/M）的方法研究了一系列Mg-YZn合金，并最先優化出室溫屈服強度超過600 MPa和伸長率約5%的Mg97Y2Zn1合金（強塑積～3000 MPa·%）。該合金在 150 ℃ 的屈服強度為510 MPa，是同等條件 WE54 合金的兩倍；在 300 ℃的屈服強度是常規AZ91鎂合金的四倍，且明顯高于傳統的Ti-6Al-4V合金和7075鋁合金[40]。隨后一系列文章先后研究報道了Mg97Y2Zn1合金的微觀組織、相結構及其中LPSO相的原子堆跺序列，并在其他 Mg-RE-X（原子半徑 rRE＞ rMg＞ rX）合金中也陸續發現了6H[42-44]（后續已被證明是18R的片段）、10H[45-47]、12H[48]、15R[48]、14H[13, 31, 45, 49-54]、18R[31, 45, 52, 54-59]、21R[48]和 24R[45, 46]等結構的LPSO相。為了深入分析LPSO相對鎂合金組織與性能的影響，首先要對結構變化繁多的LPSO相進行分類。

2.1 LPSO 相的分類

LPSO相目前常用的有兩種分類表示法：Zhdanov（Ждaнoв）符號表示法和 Ramsdell符號表示法[60]。Ramsdell符號表示位置的循環總層數和結構的基本類型，例如14H或18R等。Zhdanov符號可以清楚地表示LPSO相各順序循環中正反排列的層數和各循環的重復次數，例如表示該LPSO相是由兩部分排列循環組成的18R結構。其中第一部分是，表示該段排列中正排3次（ABCA、BCAB或 CABC），反排 1次（AC、CB或AB）；第二部分是，表示該段排列中正反排各1次。然而，這樣的排列還未構成一個位置的再循環，需要按上述排列順序再循環2次才能得到一個完整的周期，因此R結構的外面括號必須有“3”的下標。值得一提的是，同一結構可能由于實驗觀測者的標定角度不同而給出不同的堆垛序列，例如對同一種18R結構變體的標定就出現過ABABABCACACABCBCBC…[39]，ABABCACACABCB CBCAB…[31]和 ABACBCBCBACACACBAB…[52]等結果。粗看以為是3種不同結構的18R變體，但通過Zhdanov符號分析可知，它們都是同一種堆垛的18R結構，可統一標定為ABCAC ACABCBCBCABAB…。可見，使用合理的分類表示法對LPSO相結構進行標定可有效避免實驗中不必要的重復和誤會。

2.2 LPSO 相的形成條件

Mg-RE-X系合金中的LPSO相根據其自身形成條件的不同可分為兩類[61]：一類在熔體凝固過程中形成，記為 Type I LPSO 相；另一類在熔體凝固過程后對合金進行高溫熱處理過程中形成，記為Type II LPSO相。這兩類LPSO相的形成基本都具有以下特點[37, 62]：（1）原子半徑必須滿足 rRE＞ rMg＞ rX，且RE和X的原子尺寸和Mg原子尺寸相差較大，這是LPSO相能形成的先決條件；（2）Mg、RE和X元素之間的兩兩混合焓為負值；（3）不同體系的RE和X原子比處在特定的范圍。最近，Li[63]和Saal等[64]用高通量密度泛函理論（highthroughput density functional theory）預測了可能形成LPSO相的三元鎂合金。如圖2所示，藍色區域表示理論上可以形成穩定LPSO相的三元鎂合金；黑色標記表示已在實驗中觀測到存在LPSO相的三元鎂合金，這些合金都包含在藍色區域之中；黃色區域表示在特定條件下能形成LPSO相的三元鎂合金，但目前尚未在此類合金中觀測到LPSO相；紅色區域表示不可能形成LPSO相的三元鎂合金。圖2的預測結果囊括了目前所發現的LPSO相，包括最近在Mg-Y-Co體系[48]中發現的12H、15R和21R等新的結構和本文作者在Mg-Y-Al體系中發現的18R結構[65]。

利用HAADF-STEM表征技術，學者們研究了不同Mg-RE-X體系中LPSO相的形成過程，并提出了各自認為合理的理論模型進行解釋。雖然目前沒有一個模型能夠解釋所有LPSO相的微觀形成機制，但綜合目前的研究結果，可以得出Mg-RE-X合金在鑄造和析出過程中LPSO相形成的共性和異性。

（1）不同堆垛序列的LPSO相由不同數量的ABCA型堆垛塊和堆垛塊間不同間隔的鎂原子層組成。ABCA型堆垛塊作為LPSO相的形核點，都在Mg-RE-X溶質原子富集區通過肖特基部分位錯形核，且形核點大多位于晶界或晶界附近。

圖2 Saal模型下可形成穩定 LPSO 相的三元鎂合金[63-64]Fig.2 Possible LPSO phases in ternary Mg alloys predicted by Saal’s model[63-64]

（2）已形成的ABCA型堆垛塊需要通過溶質原子的短程擴散和鎂原子層的長程擴散形成固定的LPSO相堆垛序列，同時逐漸完成溶質原子在堆垛層間的有序化。

（3）不同堆垛周期的LPSO相之間依靠肖特基部分位錯的攀移完成相互轉變。

（4）由于在熔體凝固過程中溶質原子容易擴散，導致形成的18R LPSO相能夠提前完成上述三個過程，并且高度的有序化使18R結構可向更穩定的14H結構轉變；而在固態金屬熱處理過程中溶質原子不易擴散，導致形成的18R結構有序度存在差異，繼續增加固溶處理的時間直到18R結構完全有序之后通常會向更穩定的14H結構轉變。

2.3 LPSO 相對鎂合金組織與性能的影響

如前文所述，Kawamura等[40-41]在2001年率先采用RS P/M工藝制備出一種新型的Mg97Y2Zn1合金。該合金在300～450 ℃熱擠壓成型的室溫力學性能為：σ0.2= 480～610 MPa、δ = 5%～16%。其中，300 ℃熱擠壓成型樣品的綜合力學性能優異：σ0.2=610 MPa、σb= 628 MPa、δ = 5.0%、HV = 136，這是目前能制備出的強度最高且耐腐蝕能力較好的鎂合金。由于PS P/M工藝能顯著細化晶粒并減少溶質原子偏析，因此可以大幅度提高Mg97Y2Zn1合金的力學性能及耐腐蝕性，這是其他熔煉方法制備的鎂合金所不具備的。

表1列出了用傳統鑄錠冶金制備的含LPSO相Mg97Y2Zn1合金的室溫和高溫力學性能[37, 66]。從表1可以看出，鑄態Mg97Y2Zn1合金的室溫力學性能為 σ0.2= 120 MPa、σb= 132 MPa、δ = 4.0%；250 ℃時的力學性能為 σ0.2=74 MPa、σb= 122 MPa、δ =13.0%。將鑄態Mg97Y2Zn1合金在350 ℃（擠壓比為 1，壓力為 1 GPa）下壓縮 300 s，獲得的熱壓縮Mg97Y2Zn1合金鑄錠的室溫力學性能為σ0.2=190 MPa、σb= 235 MPa、δ = 5.5%；250 ℃ 時的力學性能為 σ0.2=163 MPa、σb= 198 MPa、δ = 21.0%。將鑄態Mg97Y2Zn1合金在350 ℃（擠壓比為10，擠壓速率為2.5 mm/s）下擠壓，獲得的熱擠壓Mg97Y2Zn1合金的室溫力學性能為 σ0.2=375 MPa（比鑄態合金高 3 倍）、σb= 418 MPa、δ = 4.0%；250 ℃ 時的力學性能為 σ0.2= 251 MPa、σb= 277 MPa、δ = 19.0%。目前，具有LPSO相的熱擠壓Mg97RE2Zn1（RE=Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tb）合金的室溫屈服強度 σ0.2＞350 MPa、伸長率 δ 為 3%～6%，而無 LPSO 相的熱擠壓 Mg97RE2Zn1（RE = La、Ce、Pr、Sm、Nd、Yb）合金的伸長率δ ＜ 1%。含LPSO相Mg97Y2Zn1合金的屈服強度σ0.2是無LPSO相Mg97RE2Zn1（RE=La、Yb等）合金的 1.5倍。

表1 傳統鑄錠冶金制備 Mg97Y2Zn1 合金的拉伸性能Table1 Tensile properties of I/M Mg97Y2Zn1 alloys

鎂合金中的LPSO相是一種從鎂基體基面析出的層片狀析出相，其本質是密排層（層錯）的有序堆垛。盡管運用 Nie等[8, 67]在 2003年提出的Orowan強化修正模型可以推測，LPSO相和基面析出的圓盤狀析出相類似，都不可能是鎂合金中的主要強化相，但許多學者根據他們的研究依舊認為LPSO相是Mg-RE-X系合金中的主要強化相[26, 40,42, 45, 50-51, 55-56, 68-73]。根據 Hall-Patch 公式可知，晶粒細化對鎂合金強度的提高是極為顯著的。由此可知，快速凝固制備的含LPSO相的Mg97Y2Zn1合金具有超高強度的主要原因應該是因為合金晶粒得到了極大的細化（由傳統鑄錠冶金的幾十微米減小到50～200 nm之間），而非取決于晶內LPSO相自身產生的強化作用。而在傳統鑄錠冶金制備的Mg-RE-X合金中，含LPSO相Mg97Y2Zn1合金的屈服強度是無LPSO相Mg97RE2Zn1（RE=La、Yb等）合金的1.5倍的主要原因可能是Y在Mg中的固溶度要遠遠超過La和Yb等稀土元素在Mg中的固溶度所致。

本文作者通過研究Mg-Y-Gd-Zn-Zr合金的時效行為[19]，從實驗上證明了LPSO相不是Mg-REX合金中的主要析出強化相，但它在強烈釘扎晶界的同時能允許基面位錯滑移通過，從而保持了合金高的強度和優良的塑性，為實現高強塑積提供可能。在此基礎上提出以LPSO相釘扎晶界和阻擋β′相長大的理想顯微組織模型（如圖3所示），為新一代高強塑性抗蠕變Mg-RE-X合金的設計提供了方向。

圖3 兼具室溫和高溫強度，且塑性良好的新型 Mg-REX合金顯微組織模型Fig.3 Schematic diagram of an ideal microstructure model that combines the benefits of LPSO and β’ phases in Mg-RE-X alloys

3 總結與展望

如前所述，強塑匹配性差是制約鎂稀土合金在航空航天領域應用的主要瓶頸問題。目前，高強鎂稀土合金主要是通過析出相強化，在提高強度的同時通常會降低塑性。因此，高強塑積鎂稀土合金在合金設計和制備加工技術方面有三大基礎性問題急需解決：

（1）多維度結構單元的形成機制及其微納力學行為：鎂合金滑移系少并且其有效強化相的種類也較少，目前尚未厘清鎂合金中多維度結構單元（如一維的溶質團簇，二維的層錯和相界，三維的孿晶、析出相、LPSO相等）與位錯交互作用的內在機制，因而，高強塑積鎂稀土合金晶內組織設計缺乏理論指導。

（2）基于多晶取向相關與界面應變協調的強韌化機制：鎂合金塑性變形對晶體取向的依賴性強，鎂合金界面（晶界或相界）應變協調性差，鎂合金就容易在晶界、相界發生應力集中及斷裂，因此，如何設計和優化鎂合金多晶體的晶粒取向分布、充分改善界面應變協調性成為高強塑積鎂稀土合金開發亟需解決的第二個關鍵課題。

（3）高強塑積鎂稀土合金組織與性能的演變規律與調控機制：確保獲得具有工業應用價值的高強塑積鎂稀土合金材料，需要進一步尋求合理可行的制備加工工藝和方法。為此，研究高強塑積鎂合金在多種約束條件下的鑄造或塑性成形特性，研究鎂合金制備加工過程中晶內多維結構單元、多晶顯微組織與宏觀力學性能的遺傳、演變規律和內在聯系，發展基于工藝-組織-性能參數的一體化調控的先進制備技術成為高強塑積鎂稀土合金開發亟需解決的第三個關鍵課題。

這些基礎理論問題的解決對于開發具有更高強塑積的新一代鎂合金材料，擴大鎂合金應用范圍，滿足航空航天重大工程的輕量化需求具有重要意義。