挤压态镁合金(镁及其化合物是实验设计的热点载体)

镁合金密度低、比刚度和比强度高、导热性好、电磁屏蔽和阻尼效果优异，在航空航天、国防、军工和轨道交通等领域具有广阔的应用前景。然而，传统镁合金的强度相对较低，严重限制了其工业应用。结果表明，稀土元素能显著提高镁合金的力学性能和耐热性。目前开发的高性能稀土镁合金主要集中在Mg-Gd/Y(-Zn)等重稀土合金。高稀土含量导致合金成本和密度增加。Mg-Sm基合金由于其相对较低的成本和轻稀土Sm在镁中的最大固溶度为5.8 wt %，近年来引起了人们的极大关注。%，可以提供更好的强化效果。变形Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr合金的室温屈服强度可达400 MPa以上。除合金成分外，变形工艺(如挤压比、挤压温度和挤压速率等。)也显著影响合金性能。目前关于变形工艺对Mg-Sm-Zn-Zr合金组织和力学性能影响的报道很少，具体作用规律尚不清楚。
最近，哈尔滨工程大学、中国科学院长春应用化学研究所和东京大学合作制备了三种不同挤压比(6.9、10.4和17.6)的Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr合金。它们分别被命名为ER6.9、ER10.4和ER17.6。用透射电镜对三种合金的显微组织进行了表征。结果表明，随着挤压比的增加，合金中动态再结晶的体积分数和动态再结晶的平均晶粒尺寸逐渐增大，而基体织构逐渐减弱，室温抗拉强度逐渐降低，但塑性明显提高。ER6.9和ER17.6合金的室温屈服强度分别为340 MPa和202 MPa，断裂伸长率分别为12.1%和29.7%。因此，通过控制挤压工艺，可以有效控制合金的力学性能，满足不同服役条件下的力学性能要求。
比较了ER6.9、ER10.4和ER17.6合金的显微组织。如图1所示，在ER6.9和ER10.4合金中观察到较小的动态再结晶晶粒和较大的未再结晶区域，未再结晶区域的体积分数分别为16.3%和10.7%，再结晶晶粒的平均尺寸分别为1.48 mm和1.86mm。而ER17.6合金发生完全动态再结晶，平均晶粒尺寸为4.19 mm.这说明随着挤压比的增大，动态再结晶的体积分数及其平均晶粒尺寸逐渐增大，这主要归因于挤压过程中大挤压比产生的大变形热。此外，在所有三种合金中，观察到平行于挤压方向并呈带状分布的破碎第二相和分散在再结晶区的小尺寸动态析出相。
不同挤压比合金的OM，SEM和再结晶晶粒尺寸分布。(a-a2)、(b-b2)和(c-c2)分别对应于ER6.9、ER10.4和ER17.6合金。
用透射电镜对三种合金中的第二相进行了表征。ER6.9合金中的第二相主要是Mg3Sm相。除ER10.4和ER17.6合金中的Mg3Sm相外，还观察到明显的Mg41Sm5相(图2b和图2c中的D和F区域)。相应的EDS扫描结果证明，三种不同挤压比合金中的Mg3Sm相有明显的Zn富集。这表明该合金体系中的富锌Mg3Sm相为亚稳相，在高挤压比时部分转变为Mg41Sm5相。这是因为高挤压比的变形过程加快了传质速率，从而促进了相变。如图3所示，在ER10.4合金的Mg41Sm5相的表面上观察到随机分布的纳米颗粒相。通过HR-TEM和相应的FFT分析，标定为具有简单正交结构的SmZn3相(a=0.669 nm，b=0.4405 nm，c=1.011nm)，与Mg41Sm5相具有确定的取向关系。这是由于富锌的Mg _ 3Sm相转变为Mg _ 41SM _ 5相的过程中积累了过量的Sm和Zn元素。在相应的EDS扫描图中，可以观察到SM和Zn元素明显富集
进一步研究了挤压比对合金拉伸性能的影响，结果如图4所示。ER6.9、ER10.4和ER17.6合金的室温屈服强度分别为340 MPa、288 MPa和202 MPa，断裂伸长率分别为12.1%、17.8%和29.7%。可以看出，随着挤压比的增加，合金的屈服强度逐渐降低，但塑性明显增加。这是因为随着挤压比的增加，动态再结晶的平均晶粒尺寸逐渐增大，晶界强化效应减弱。随着挤压比的增加，合金的中等动态再结晶体积分数削弱了基体织构，导致织构强化效果减弱。挤压比增大引起的织构弱化和再结晶晶粒长大有利于提高加工硬化，从而提高塑性。如表1所示，ER6.9、ER10.4和ER17.6合金的硬化能力(Hc)分别为0.039、0.143和0.429。
图4室温下不同挤压比合金的拉伸应力-应变曲线
表1合金的拉伸性能和硬化能力
综上所述，本文系统研究了挤压比对Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr合金显微组织和力学性能的影响。结果表明，挤压比对合金的显微组织和力学性能起着关键作用，通过控制挤压比可以有效控制合金的显微组织，从而优化合金性能。这为开发低稀土含量的高性能镁合金提供了新思路。