Mg?Sn對(duì)累積疊軋制備Mg-3Sn-0.5Mn合金組織與性能影響的深度剖析一、緒論1.1鎂合金的應(yīng)用與發(fā)展鎂合金作為目前實(shí)際應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，其密度約為鋁合金的三分之二、鋼的四分之一，卻擁有較高的比強(qiáng)度和比剛度，這使得它在追求輕量化的航空航天、汽車、電子等領(lǐng)域展現(xiàn)出巨大的應(yīng)用價(jià)值。在航空航天領(lǐng)域，減輕飛行器的重量對(duì)于提升飛行性能、增加航程和有效載荷意義重大。鎂合金憑借其低密度、高比強(qiáng)度和比剛度以及良好的減震性能，成為制造飛機(jī)機(jī)翼、機(jī)身、發(fā)動(dòng)機(jī)部件以及衛(wèi)星和導(dǎo)彈結(jié)構(gòu)件的理想材料。例如，在一些先進(jìn)無人機(jī)和輕型飛機(jī)上，已采用鎂合金結(jié)構(gòu)件來實(shí)現(xiàn)減重增效。同時(shí)，隨著航空航天技術(shù)向更高性能、更遠(yuǎn)航程發(fā)展，對(duì)鎂合金的性能要求也在不斷提高，促使科研人員持續(xù)研發(fā)新型鎂合金材料以滿足這些嚴(yán)苛需求。汽車工業(yè)也是鎂合金應(yīng)用的重要領(lǐng)域。隨著全球?qū)?jié)能減排和環(huán)保要求的日益嚴(yán)格，汽車輕量化成為降低能耗和減少排放的關(guān)鍵途徑。鎂合金可用于制造車身、發(fā)動(dòng)機(jī)、變速器等眾多零部件，如儀表盤、中控、座椅支架等殼體和支架類部件。雖然目前我國單車鎂用量與北美存在差距（2022年我國平均3-5kg，北美達(dá)15kg），但在“雙碳”目標(biāo)和汽車節(jié)能減排政策推動(dòng)下，新能源車滲透率不斷提升，汽車輕量化需求愈發(fā)強(qiáng)烈。據(jù)相關(guān)技術(shù)路線圖預(yù)測，2025年我國單車鎂合金用量將達(dá)25kg，2030年達(dá)45kg，未來鎂合金在汽車領(lǐng)域的應(yīng)用范圍和需求將持續(xù)快速擴(kuò)大和增長。在電子領(lǐng)域，鎂合金良好的電磁屏蔽性和導(dǎo)熱性使其成為制造筆記本電腦、手機(jī)、相機(jī)等產(chǎn)品外殼的優(yōu)質(zhì)材料，既能滿足電子產(chǎn)品對(duì)外觀、重量、強(qiáng)度和散熱性能的高要求，又能適應(yīng)產(chǎn)品輕薄化、高性能的發(fā)展趨勢。隨著5G、人工智能等新技術(shù)的應(yīng)用以及可折疊電子設(shè)備等新場景的出現(xiàn)，消費(fèi)者對(duì)3C產(chǎn)品的性能和設(shè)計(jì)要求不斷提高，鎂合金在該領(lǐng)域的應(yīng)用有望進(jìn)一步拓展，市場規(guī)模預(yù)計(jì)逐步擴(kuò)大。近年來，鎂合金的研究和應(yīng)用得到了極大的推動(dòng)。在合金化方面，通過添加鋁、鋅、錳、鈣、稀土等元素，顯著提高了鎂合金的強(qiáng)度、耐蝕性和鑄造性能，如常見的AZ91D合金，就憑借良好的鑄造性能和力學(xué)性能，在實(shí)際應(yīng)用中廣泛使用。在熱處理技術(shù)上，固溶處理和時(shí)效處理能夠有效提高合金的強(qiáng)度和硬度，退火處理則可改善合金的塑性和韌性。同時(shí)，表面處理技術(shù)如陽極氧化、電鍍、化學(xué)轉(zhuǎn)化膜等的發(fā)展，也為提高鎂合金的耐蝕性和表面硬度提供了新的解決方案。然而，鎂合金在實(shí)際應(yīng)用中仍面臨一些挑戰(zhàn)，如耐蝕性較差，在潮濕和鹽霧環(huán)境中容易發(fā)生腐蝕；易燃性問題，在高溫或摩擦條件下易燃燒；成本相對(duì)較高，尤其是高性能鎂合金的生產(chǎn)成本，限制了其在一些低成本領(lǐng)域的應(yīng)用。展望未來，鎂合金的發(fā)展將圍繞綠色可持續(xù)、高性能和低成本等方向展開。在綠色可持續(xù)發(fā)展方面，大力推廣環(huán)保生產(chǎn)工藝，如在原鎂冶煉環(huán)節(jié)應(yīng)用高溫蓄熱燃燒、節(jié)能型回轉(zhuǎn)窯等技術(shù)裝備，以降低能耗與污染物排放。在性能提升上，繼續(xù)開發(fā)新型合金體系和優(yōu)化現(xiàn)有合金成分，例如添加稀土元素來提高鎂合金的綜合性能；發(fā)展新的加工和表面處理技術(shù)，如涂層、激光表面改性等，以改善鎂合金的耐蝕性和其他性能。此外，通過優(yōu)化生產(chǎn)工藝和提高材料利用率來降低鎂合金的生產(chǎn)成本，也將是未來研究的重要方向，這將有助于擴(kuò)大鎂合金的應(yīng)用范圍，使其在更多領(lǐng)域發(fā)揮重要作用。1.2鎂合金的合金化與強(qiáng)化1.2.1合金化原理鎂合金合金化是指在純鎂的基礎(chǔ)上，有目的地加入一種或多種其他元素（如鋁、鋅、錳、稀土元素等），以改變其組織結(jié)構(gòu)和性能的過程。合金元素的加入能顯著影響鎂合金的性能，這主要基于以下幾個(gè)方面的作用機(jī)制。從固溶強(qiáng)化角度來看，當(dāng)合金元素溶入鎂基體形成固溶體時(shí)，由于溶質(zhì)原子與鎂原子的尺寸差異和彈性模量差異，會(huì)導(dǎo)致鎂晶格發(fā)生畸變，進(jìn)而產(chǎn)生應(yīng)力場。這種應(yīng)力場與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)產(chǎn)生的應(yīng)力場相互作用，阻礙了位錯(cuò)的滑移，從而提高了合金的強(qiáng)度和硬度。例如，在鎂合金中加入鋁元素，鋁原子半徑與鎂原子半徑存在差異，形成固溶體后，鋁原子周圍的晶格發(fā)生畸變，位錯(cuò)滑移需要克服更大的阻力，使得合金強(qiáng)度提高。研究表明，隨著鋁含量在一定范圍內(nèi)增加，鎂合金的強(qiáng)度呈現(xiàn)上升趨勢，當(dāng)鋁含量達(dá)到一定程度后，強(qiáng)度增長趨勢變緩。第二相強(qiáng)化也是合金化的重要作用機(jī)制。當(dāng)合金元素在鎂中的含量超過其溶解度時(shí)，會(huì)形成第二相。這些第二相可以是金屬間化合物或其他形式的析出相。第二相的存在能夠阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使合金的強(qiáng)度得到提高。以Mg-Al合金為例，當(dāng)鋁含量較高時(shí)，會(huì)形成Mg17Al12相，這種相硬度較高，分布在鎂基體中，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中遇到Mg17Al12相時(shí)，需要繞過或切過這些相，從而增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，提高了合金強(qiáng)度。然而，第二相的形態(tài)、大小和分布對(duì)合金性能影響很大。如果第二相粗大且分布不均勻，不僅不能有效強(qiáng)化合金，反而可能成為裂紋源，降低合金的韌性；而細(xì)小、彌散分布的第二相則能起到良好的強(qiáng)化作用。合金化還能對(duì)鎂合金的晶粒細(xì)化產(chǎn)生影響，進(jìn)而提高合金性能。一些合金元素如鋯（Zr）、稀土元素等，能夠作為異質(zhì)形核核心，在鎂合金凝固過程中增加晶核數(shù)量，從而細(xì)化晶粒。細(xì)化后的晶粒具有更多的晶界，而晶界對(duì)變形有阻礙作用，使得合金的強(qiáng)度和塑性都得到提高。同時(shí)，晶界面積的增加也有利于阻礙裂紋的擴(kuò)展，提高合金的韌性。例如，在鎂合金中添加適量的稀土元素，稀土元素與鎂合金中的其他元素形成高熔點(diǎn)化合物，這些化合物在凝固過程中成為異質(zhì)形核核心，細(xì)化了鎂合金的晶粒，改善了合金的綜合性能。1.2.2強(qiáng)化途徑在鎂合金的強(qiáng)化過程中，固溶強(qiáng)化是一種基礎(chǔ)且重要的強(qiáng)化方式。通過將合金元素溶解在鎂基體中形成固溶體，利用溶質(zhì)原子引起的晶格畸變來阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化。其強(qiáng)化效果與溶質(zhì)原子的濃度、原子尺寸差異以及與鎂原子的相互作用等因素密切相關(guān)。溶質(zhì)原子濃度越高，晶格畸變程度越大，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力也就越大，強(qiáng)化效果越顯著。例如在Mg-Zn合金中，隨著鋅含量的增加，鋅原子引起的晶格畸變加劇，合金的強(qiáng)度明顯提高。但當(dāng)溶質(zhì)原子濃度超過一定限度時(shí)，可能會(huì)導(dǎo)致其他問題，如產(chǎn)生偏析或形成脆性相，反而對(duì)合金性能產(chǎn)生不利影響。析出強(qiáng)化，也被稱為時(shí)效強(qiáng)化，在提高鎂合金強(qiáng)度方面發(fā)揮著關(guān)鍵作用，尤其是對(duì)于可熱處理強(qiáng)化的鎂合金體系。其原理基于合金元素在鎂中的固溶度隨溫度變化的特性。在高溫下進(jìn)行固溶處理，使合金元素充分溶解在鎂基體中形成過飽和固溶體；隨后在較低溫度下進(jìn)行時(shí)效處理，過飽和固溶體中的合金元素會(huì)逐漸析出，形成細(xì)小彌散的第二相粒子。這些粒子能夠有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而顯著提高合金的強(qiáng)度。以Mg-Al-Zn系合金為例，經(jīng)過固溶處理后，鋁和鋅等合金元素溶解在鎂基體中，然后在時(shí)效過程中，會(huì)析出Mg17Al12等相，這些析出相均勻分布在鎂基體上，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)形成強(qiáng)烈阻礙，大幅提高了合金的室溫強(qiáng)度。細(xì)晶強(qiáng)化是一種能同時(shí)提升鎂合金強(qiáng)度和塑性的有效方法。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系，晶粒尺寸越小，晶界總面積越大，而晶界處原子排列不規(guī)則，存在大量的晶體缺陷，這使得位錯(cuò)在晶界處的運(yùn)動(dòng)受到極大阻礙。當(dāng)材料受力發(fā)生塑性變形時(shí)，由于細(xì)晶粒材料中晶界的阻礙作用更強(qiáng)，變形能更均勻地分散在更多的晶粒內(nèi)，從而提高了材料的強(qiáng)度。同時(shí)，由于晶界增多，裂紋擴(kuò)展路徑變得更加曲折，增加了裂紋擴(kuò)展的難度，使得材料的塑性和韌性也得到改善。在實(shí)際生產(chǎn)中，可以通過添加晶粒細(xì)化劑（如鋯、稀土元素等）、控制凝固條件（如提高冷卻速度、施加電磁攪拌等）以及進(jìn)行熱加工（如熱擠壓、軋制等引發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶）等方式來細(xì)化鎂合金的晶粒。例如，在鎂合金熔煉過程中加入適量的稀土元素，稀土元素與合金中的其他元素形成高熔點(diǎn)化合物，這些化合物在凝固過程中成為異質(zhì)形核核心，有效細(xì)化了鎂合金的晶粒，使合金的強(qiáng)度和塑性都得到顯著提升。形變強(qiáng)化，也稱為加工硬化或冷作硬化，是指鎂合金在塑性變形過程中，隨著變形量的增加，位錯(cuò)密度不斷增大，位錯(cuò)之間相互纏結(jié)、交割，形成復(fù)雜的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)和胞狀結(jié)構(gòu)。這些位錯(cuò)結(jié)構(gòu)阻礙了位錯(cuò)的進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)，使得合金的流變應(yīng)力增加，從而實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化。在實(shí)際應(yīng)用中，通過軋制、鍛造、拉伸等塑性加工方法對(duì)鎂合金進(jìn)行加工，可以引入大量的塑性變形，從而實(shí)現(xiàn)形變強(qiáng)化。然而，形變強(qiáng)化在提高合金強(qiáng)度的同時(shí)，會(huì)降低合金的塑性，導(dǎo)致材料的加工性能變差。為了平衡強(qiáng)度和塑性，可以在適當(dāng)?shù)募庸るA段進(jìn)行中間退火處理，消除部分加工硬化，恢復(fù)一定的塑性，以便進(jìn)行后續(xù)加工。1.3鎂合金軋制技術(shù)1.3.1軋制鎂合金發(fā)展歷程軋制鎂合金的發(fā)展歷程是一部不斷突破技術(shù)瓶頸、拓展應(yīng)用領(lǐng)域的奮斗史。20世紀(jì)初，隨著人們對(duì)金屬材料加工技術(shù)的探索，軋制鎂合金開始進(jìn)入研究視野。早期，受限于鎂合金自身密排六方晶體結(jié)構(gòu)特性，其塑性變形能力較差，在軋制過程中極易出現(xiàn)開裂等問題，導(dǎo)致成材率極低，這使得軋制鎂合金的工業(yè)化生產(chǎn)面臨巨大挑戰(zhàn)。當(dāng)時(shí)的軋制工藝主要是借鑒傳統(tǒng)金屬軋制方法，在較低溫度下進(jìn)行軋制，難以充分發(fā)揮鎂合金的性能優(yōu)勢，應(yīng)用范圍也十分有限，僅在一些對(duì)材料性能要求不高的小眾領(lǐng)域有少量應(yīng)用。20世紀(jì)中期到后期，隨著科學(xué)技術(shù)的不斷進(jìn)步，人們對(duì)鎂合金的研究逐漸深入。在合金化方面取得了重要突破，通過添加鋁、鋅、錳等合金元素，顯著改善了鎂合金的力學(xué)性能和加工性能。例如，AZ31鎂合金（含3%鋁、1%鋅等元素）的出現(xiàn)，其在強(qiáng)度和塑性方面有了明顯提升，為軋制工藝的優(yōu)化提供了更好的材料基礎(chǔ)。同時(shí)，軋制工藝也得到了改進(jìn)，開始采用預(yù)熱軋制和多道次軋制工藝。預(yù)熱軋制提高了鎂合金的塑性，降低了軋制力，減少了裂紋產(chǎn)生的幾率；多道次軋制則逐步使鎂合金板材達(dá)到所需的厚度和性能要求，提高了成材率。這一時(shí)期，軋制鎂合金在航空航天等領(lǐng)域的應(yīng)用開始逐漸增加，用于制造一些對(duì)重量要求苛刻的零部件，如飛機(jī)的內(nèi)部結(jié)構(gòu)件等。進(jìn)入21世紀(jì)，隨著對(duì)材料性能要求的不斷提高以及軋制技術(shù)的飛速發(fā)展，軋制鎂合金迎來了新的發(fā)展階段。在工藝方面，雙輥鑄軋、異步軋制、累積疊軋等新型軋制技術(shù)不斷涌現(xiàn)。雙輥鑄軋技術(shù)將鑄造和軋制過程結(jié)合起來，實(shí)現(xiàn)了鎂合金的連續(xù)化生產(chǎn)，提高了生產(chǎn)效率和產(chǎn)品質(zhì)量；異步軋制通過上下軋輥的速度差，產(chǎn)生附加剪切變形，增加了鎂合金的塑性變形能力，改善了板材的組織和性能；累積疊軋則通過多次疊放和軋制，使鎂合金產(chǎn)生劇烈塑性變形，細(xì)化晶粒，顯著提高了材料的強(qiáng)度和塑性。在應(yīng)用領(lǐng)域，軋制鎂合金在汽車工業(yè)中的應(yīng)用得到了極大的推動(dòng)。汽車輕量化需求日益迫切，軋制鎂合金板材被用于制造汽車車身覆蓋件、底盤部件等，有效減輕了汽車重量，提高了燃油經(jīng)濟(jì)性。同時(shí)，在電子、3C產(chǎn)品等領(lǐng)域，軋制鎂合金憑借其良好的電磁屏蔽性、散熱性和機(jī)械性能，被廣泛應(yīng)用于制造筆記本電腦外殼、手機(jī)框架等零部件。如今，隨著科技的持續(xù)進(jìn)步，軋制鎂合金的發(fā)展方向更加注重高性能、高精度和綠色環(huán)保。在高性能方面，通過研究新型合金體系和優(yōu)化軋制工藝參數(shù)，進(jìn)一步提高鎂合金的強(qiáng)度、塑性和耐蝕性；在高精度方面，采用先進(jìn)的軋制設(shè)備和控制技術(shù)，實(shí)現(xiàn)對(duì)板材厚度、平整度等指標(biāo)的精確控制；在綠色環(huán)保方面，研發(fā)節(jié)能、低污染的軋制工藝，減少對(duì)環(huán)境的影響。同時(shí)，隨著航空航天、新能源汽車、5G通信等新興產(chǎn)業(yè)的快速發(fā)展，對(duì)軋制鎂合金的性能和質(zhì)量提出了更高的要求，也為其發(fā)展提供了更廣闊的空間。1.3.2累積疊軋工藝介紹累積疊軋（AccumulativeRollBonding，ARB），是一種能夠有效制備大尺寸超細(xì)晶結(jié)構(gòu)金屬板材的塑性加工方法，在材料制備領(lǐng)域展現(xiàn)出獨(dú)特的優(yōu)勢和廣泛的應(yīng)用前景。該工藝的操作流程較為精細(xì)且具有重復(fù)性。首先，準(zhǔn)備金屬板材，對(duì)其表面進(jìn)行仔細(xì)的清洗和打磨處理，這一步至關(guān)重要，因?yàn)楸砻娴那鍧嵑推秸戎苯佑绊懙胶罄m(xù)板材之間的結(jié)合質(zhì)量。通過去除表面的油污、氧化物等雜質(zhì)，能夠確保在軋制過程中板材之間實(shí)現(xiàn)良好的冶金結(jié)合。接著，將處理好的板材按照一定的順序累積疊放，使它們在軋制力的作用下能夠緊密接觸并發(fā)生變形。隨后，對(duì)疊放的板材進(jìn)行軋制，在軋制過程中，板材受到軋輥的壓力作用，發(fā)生塑性變形，厚度逐漸減小，同時(shí)板材之間的界面在原子擴(kuò)散和機(jī)械咬合的共同作用下逐漸融合。軋制完成后，將軋制后的板材從中間部分裁開，然后重復(fù)上述準(zhǔn)備、疊放、軋制的步驟，每重復(fù)一次，板材的層數(shù)就會(huì)翻倍，累積應(yīng)變也不斷增加。累積疊軋工藝具有諸多顯著優(yōu)勢。從晶粒細(xì)化角度來看，隨著疊軋次數(shù)的增加，材料經(jīng)歷劇烈塑性變形，位錯(cuò)大量增殖且相互纏結(jié)，形成高密度的位錯(cuò)胞和亞晶結(jié)構(gòu)，這些亞晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶粒，從而實(shí)現(xiàn)晶粒的顯著細(xì)化。研究表明，經(jīng)過多次累積疊軋后，金屬材料的晶粒尺寸可以細(xì)化到微米甚至納米級(jí)別，例如在對(duì)鋁合金進(jìn)行累積疊軋時(shí)，晶粒尺寸能夠從初始的幾十微米細(xì)化到幾微米，極大地提高了材料的強(qiáng)度和塑性。從材料性能提升方面來說，累積疊軋不僅細(xì)化晶粒實(shí)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化，還能使材料內(nèi)的強(qiáng)化相顆粒分布更加均勻，進(jìn)一步提高材料的綜合力學(xué)性能。同時(shí)，該工藝還能改善材料的加工性能，如提高材料的可成形性，使得材料在后續(xù)加工過程中更容易制成各種復(fù)雜形狀的零部件。此外，累積疊軋工藝操作相對(duì)簡單，不需要特殊的復(fù)雜設(shè)備，可利用傳統(tǒng)的軋制設(shè)備進(jìn)行生產(chǎn)，這降低了生產(chǎn)成本，有利于實(shí)現(xiàn)工業(yè)化大規(guī)模生產(chǎn)。在實(shí)際應(yīng)用中，累積疊軋工藝在多個(gè)領(lǐng)域都有成功的案例。在航空航天領(lǐng)域，通過累積疊軋制備的高性能金屬板材，因其高強(qiáng)度、低密度的特性，被用于制造飛機(jī)的機(jī)翼、機(jī)身等關(guān)鍵結(jié)構(gòu)部件，有助于減輕飛機(jī)重量，提高飛行性能和燃油效率。在汽車工業(yè)中，累積疊軋工藝制備的材料可用于制造汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸體、車身框架等零部件，在保證強(qiáng)度的同時(shí)實(shí)現(xiàn)汽車輕量化，降低能耗和排放。在電子領(lǐng)域，累積疊軋制備的金屬板材可用于制造電子設(shè)備的外殼，既滿足了對(duì)材料強(qiáng)度和硬度的要求，又能提供良好的電磁屏蔽性能，保護(hù)內(nèi)部電子元件不受外界電磁干擾。1.4選題目的與意義鎂合金作為極具潛力的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，在眾多領(lǐng)域展現(xiàn)出廣闊的應(yīng)用前景。然而，其在實(shí)際應(yīng)用中仍面臨一些關(guān)鍵問題，如強(qiáng)度和塑性的平衡、耐蝕性不足等，限制了其進(jìn)一步的推廣和應(yīng)用。因此，深入研究如何提高鎂合金的綜合性能具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。本研究聚焦于Mg?Sn對(duì)累積疊軋制備Mg-3Sn-0.5Mn合金組織與性能的影響。Mg?Sn作為一種重要的金屬間化合物，在鎂合金體系中可能發(fā)揮多種作用。從合金化角度來看，它的存在能夠改變合金的成分和相組成，進(jìn)而影響合金的凝固過程和組織形態(tài)。例如，Mg?Sn在凝固過程中可以作為異質(zhì)形核核心，細(xì)化晶粒，從而提高合金的強(qiáng)度和塑性。同時(shí)，它還可能與其他合金元素相互作用，形成更復(fù)雜的強(qiáng)化相，進(jìn)一步提升合金的性能。在累積疊軋過程中，Mg?Sn相的分布和形態(tài)也會(huì)發(fā)生變化，這種變化對(duì)合金的加工性能和最終性能有著深遠(yuǎn)影響。研究其在累積疊軋過程中的演變規(guī)律，有助于優(yōu)化軋制工藝參數(shù)，提高合金的成材率和性能穩(wěn)定性。本研究對(duì)于豐富鎂合金強(qiáng)化理論具有重要的學(xué)術(shù)價(jià)值。通過深入分析Mg?Sn在累積疊軋制備Mg-3Sn-0.5Mn合金過程中的作用機(jī)制，可以進(jìn)一步揭示合金化、塑性變形和微觀組織演變之間的內(nèi)在聯(lián)系，為鎂合金的設(shè)計(jì)和開發(fā)提供更堅(jiān)實(shí)的理論基礎(chǔ)。同時(shí)，研究結(jié)果也將為其他金屬材料的組織性能調(diào)控提供有益的參考，推動(dòng)材料科學(xué)領(lǐng)域相關(guān)理論的發(fā)展。從實(shí)際應(yīng)用角度而言，本研究成果對(duì)于拓展鎂合金的應(yīng)用領(lǐng)域、提高其市場競爭力具有重要意義。通過優(yōu)化Mg?Sn在Mg-3Sn-0.5Mn合金中的作用，能夠有效提升合金的綜合性能，使其在航空航天、汽車、電子等對(duì)材料性能要求苛刻的領(lǐng)域得到更廣泛的應(yīng)用。例如，在航空航天領(lǐng)域，高強(qiáng)度、低密度的鎂合金材料可以減輕飛行器的重量，提高飛行性能和燃油效率；在汽車工業(yè)中，應(yīng)用高性能鎂合金能夠?qū)崿F(xiàn)汽車的輕量化，降低能耗和排放，符合當(dāng)前汽車行業(yè)的發(fā)展趨勢；在電子領(lǐng)域，鎂合金良好的電磁屏蔽性和加工性能，使其成為制造電子設(shè)備外殼和零部件的理想材料，有助于滿足電子產(chǎn)品輕薄化、高性能的發(fā)展需求。這不僅能夠推動(dòng)相關(guān)產(chǎn)業(yè)的技術(shù)進(jìn)步，還能為社會(huì)創(chuàng)造巨大的經(jīng)濟(jì)效益和環(huán)境效益，促進(jìn)經(jīng)濟(jì)的可持續(xù)發(fā)展。1.5研究內(nèi)容與方法本研究聚焦于Mg?Sn對(duì)累積疊軋制備Mg-3Sn-0.5Mn合金組織與性能的影響，通過一系列實(shí)驗(yàn)研究與分析手段，深入探究其內(nèi)在機(jī)制，具體內(nèi)容如下：合金制備：采用熔煉鑄造方法制備Mg-3Sn-0.5Mn合金鑄錠。將純鎂、純錫以及Mn中間合金按設(shè)定成分比例加入到電阻爐的坩堝中，在保護(hù)氣體（如SF?與N?的混合氣體）氛圍下進(jìn)行熔煉，以防止鎂液氧化燃燒。加熱至合適溫度（約750-800℃）使金屬充分熔化后，進(jìn)行精煉除氣、除渣處理，以提高合金液的純凈度。隨后將精煉后的合金液澆鑄到預(yù)熱的金屬模具中，冷卻凝固后得到Mg-3Sn-0.5Mn合金鑄錠。對(duì)鑄錠進(jìn)行均勻化退火處理，在400-450℃下保溫一定時(shí)間（如8-12h），然后隨爐冷卻，以消除鑄造應(yīng)力，均勻化學(xué)成分，改善組織均勻性。累積疊軋實(shí)驗(yàn)：將均勻化處理后的合金鑄錠加工成尺寸合適的板材，對(duì)板材表面進(jìn)行打磨、清洗，去除表面的氧化皮、油污等雜質(zhì)，以保證疊軋過程中板材之間的良好結(jié)合。采用累積疊軋工藝對(duì)板材進(jìn)行加工，設(shè)定不同的疊軋參數(shù)，如軋制溫度（250-400℃）、軋制道次（2-8次）、軋制壓下量（10%-30%）等。每次疊軋前，將板材進(jìn)行加熱到設(shè)定溫度并保溫一定時(shí)間，然后在軋機(jī)上進(jìn)行軋制，軋制后將板材從中間裁開，重新疊放后再次進(jìn)行軋制，重復(fù)該過程，實(shí)現(xiàn)累積應(yīng)變的增加。微觀組織分析：運(yùn)用光學(xué)顯微鏡（OM）對(duì)合金的鑄態(tài)組織和疊軋后的組織進(jìn)行觀察，分析晶粒尺寸、形態(tài)以及第二相的分布情況。利用掃描電子顯微鏡（SEM）結(jié)合能譜分析（EDS），更細(xì)致地觀察微觀組織中第二相的形貌、尺寸和成分，研究Mg?Sn相在累積疊軋過程中的演變規(guī)律。通過透射電子顯微鏡（TEM）觀察合金中的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)、亞晶結(jié)構(gòu)以及Mg?Sn相的晶體結(jié)構(gòu)和取向關(guān)系，深入了解合金在變形過程中的微觀結(jié)構(gòu)變化機(jī)制。采用電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)，分析合金的晶粒取向分布、織構(gòu)類型和強(qiáng)度，研究累積疊軋對(duì)合金織構(gòu)演變的影響。力學(xué)性能測試：室溫拉伸試驗(yàn)在萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，按照相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)（如GB/T228.1-2010）制備拉伸試樣，測試合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率等力學(xué)性能指標(biāo)，分析Mg?Sn和累積疊軋工藝對(duì)合金室溫力學(xué)性能的影響。進(jìn)行硬度測試，采用布氏硬度計(jì)或維氏硬度計(jì)，按照相應(yīng)標(biāo)準(zhǔn)在合金不同部位進(jìn)行測試，研究合金硬度隨Mg?Sn含量和疊軋工藝的變化規(guī)律。對(duì)合金進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，采用夏比沖擊試驗(yàn)機(jī)，按照標(biāo)準(zhǔn)制備沖擊試樣，測試合金的沖擊韌性，評(píng)估Mg?Sn和累積疊軋對(duì)合金韌性的影響。分析方法：通過金相分析，觀察合金在不同制備和加工階段的金相組織，直觀了解晶粒大小、形狀以及第二相的分布狀態(tài)，分析組織變化與性能之間的關(guān)系。利用X射線衍射（XRD）分析合金的物相組成，確定Mg?Sn相以及其他可能存在的相，并通過衍射峰的變化研究相的含量和晶體結(jié)構(gòu)的變化。運(yùn)用熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)理論，結(jié)合實(shí)驗(yàn)結(jié)果，分析Mg?Sn在合金中的形成機(jī)制、溶解與析出行為，以及在累積疊軋過程中的演變機(jī)制。采用數(shù)理統(tǒng)計(jì)方法，對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行處理和分析，建立Mg?Sn含量、累積疊軋工藝參數(shù)與合金組織和性能之間的定量關(guān)系模型。二、實(shí)驗(yàn)材料與方法2.1實(shí)驗(yàn)材料準(zhǔn)備本實(shí)驗(yàn)采用純度為99.9%的純鎂錠作為基礎(chǔ)原料，其雜質(zhì)含量極低，能為合金提供較為純凈的鎂基體，確保實(shí)驗(yàn)結(jié)果的準(zhǔn)確性和可靠性。純錫粒的純度同樣為99.9%，在合金中主要參與形成Mg?Sn相，對(duì)合金的組織和性能產(chǎn)生重要影響。選用的Mn中間合金為Mg-30Mn，其中錳含量高達(dá)30%，通過添加該中間合金，能夠精確控制合金中錳元素的含量，以達(dá)到實(shí)驗(yàn)所需的Mg-3Sn-0.5Mn合金成分要求。為引入Mg?Sn相，采用預(yù)先制備Mg?Sn中間合金的方式。將純度為99.9%的純鎂和純錫按照Mg?Sn的化學(xué)計(jì)量比（鎂錫原子比為2:1）進(jìn)行配料。在熔煉過程中，為防止鎂液和錫液在高溫下氧化，將其置于真空感應(yīng)熔煉爐中進(jìn)行熔煉。熔煉時(shí)，先將爐內(nèi)抽至一定真空度，然后充入高純度的氬氣作為保護(hù)氣體，營造無氧環(huán)境。加熱至合適溫度，使鎂和錫充分熔化并發(fā)生合金化反應(yīng)，待反應(yīng)充分后，冷卻凝固得到Mg?Sn中間合金。將制備好的Mg?Sn中間合金按照一定比例（如0%、2%、4%、6%等，具體比例根據(jù)實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)確定）添加到Mg-3Sn-0.5Mn合金體系中。這種添加方式能夠準(zhǔn)確控制Mg?Sn相在合金中的含量，以便研究不同含量的Mg?Sn對(duì)合金組織與性能的影響。2.2合金制備流程2.2.1熔煉過程本實(shí)驗(yàn)采用電阻爐作為合金熔煉設(shè)備，其具備良好的溫度控制精度和穩(wěn)定性，能夠滿足鎂合金熔煉對(duì)溫度的嚴(yán)格要求。將按比例稱取的純鎂錠、純錫粒、Mg?Sn中間合金以及Mg-30Mn中間合金依次放入石墨坩堝中，置于電阻爐內(nèi)。在熔煉過程中，為防止鎂合金在高溫下氧化燃燒，向爐內(nèi)通入由SF?與N?組成的混合保護(hù)氣體，其中SF?的體積分?jǐn)?shù)控制在0.1%-0.5%之間。這種保護(hù)氣體能夠在鎂液表面形成一層致密的保護(hù)膜，有效隔絕氧氣，確保熔煉過程的安全和穩(wěn)定。將電阻爐以10-15℃/min的升溫速率加熱至750-800℃，使?fàn)t內(nèi)金屬原料充分熔化。在此溫度下，金屬原子具有較高的活性，能夠促進(jìn)合金元素之間的相互擴(kuò)散和溶解，為形成均勻的合金液奠定基礎(chǔ)。當(dāng)金屬全部熔化后，利用石墨攪拌棒以100-150r/min的速度進(jìn)行攪拌，攪拌時(shí)間持續(xù)10-15min。攪拌過程能夠打破合金液中可能存在的濃度梯度，使合金元素在鎂基體中更加均勻地分布，從而保證合金成分的一致性。攪拌完成后，向合金液中加入占合金液質(zhì)量0.3%-0.5%的精煉劑，精煉劑主要成分為六氯乙烷（C?Cl?）。精煉劑在高溫下分解產(chǎn)生的氣體能夠吸附合金液中的夾雜物，并將其帶到液面，隨后靜置10-15min，使夾雜物充分上浮至液面，然后采用撇渣勺將浮渣徹底清除。這一步驟能夠有效去除合金液中的雜質(zhì)，提高合金液的純凈度，減少雜質(zhì)對(duì)合金性能的不利影響。將精煉除渣后的合金液降溫至700-720℃，然后澆鑄到預(yù)熱至200-250℃的金屬模具中。預(yù)熱模具能夠減少合金液與模具之間的溫差，降低鑄件產(chǎn)生裂紋和氣孔的可能性。合金液在模具中冷卻凝固，形成Mg-3Sn-0.5Mn合金鑄錠。鑄錠冷卻后，對(duì)其進(jìn)行均勻化退火處理。將鑄錠放入箱式電阻爐中，加熱至400-450℃，并在此溫度下保溫8-12h。均勻化退火能夠消除鑄錠在凝固過程中產(chǎn)生的成分偏析和內(nèi)應(yīng)力，使合金中的第二相充分溶解并均勻分布，進(jìn)一步改善合金的組織均勻性，為后續(xù)的加工和性能研究提供良好的組織基礎(chǔ)。保溫結(jié)束后，隨爐冷卻至室溫，完成合金鑄錠的制備。2.2.2累積疊軋工藝參數(shù)累積疊軋過程中，設(shè)定軋制道次為2、4、6、8次，通過逐步增加軋制道次，實(shí)現(xiàn)合金的累積應(yīng)變增加，研究不同累積應(yīng)變對(duì)合金組織與性能的影響。每次軋制前，將合金板材加熱到300-350℃，并在該溫度下保溫30-40min。此溫度范圍既能保證鎂合金具有良好的塑性，降低軋制力，避免板材在軋制過程中出現(xiàn)開裂等缺陷，又能促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，有利于晶粒細(xì)化。保溫完成后，迅速將板材轉(zhuǎn)移至軋機(jī)上進(jìn)行軋制。軋制速度控制在0.2-0.3m/s，該速度既能保證軋制過程的穩(wěn)定性，又能使板材在軋制過程中充分變形。壓下量設(shè)定為每道次20%-25%，在保證板材不開裂的前提下，使板材產(chǎn)生較大的塑性變形，促進(jìn)組織細(xì)化和性能提升。每次軋制后，將板材從中間裁開，然后將裁開的板材表面進(jìn)行打磨和清洗，去除表面的氧化皮和油污等雜質(zhì)，以確保在后續(xù)疊軋過程中板材之間能夠?qū)崿F(xiàn)良好的結(jié)合。將處理后的板材按照相同的方向進(jìn)行疊放，然后再次加熱、保溫并進(jìn)行下一道次的軋制，重復(fù)上述過程，直至達(dá)到設(shè)定的軋制道次。通過嚴(yán)格控制這些累積疊軋工藝參數(shù)，能夠系統(tǒng)地研究不同工藝條件下Mg?Sn對(duì)Mg-3Sn-0.5Mn合金組織與性能的影響，為優(yōu)化合金制備工藝提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。2.3組織與性能表征手段2.3.1微觀組織分析利用金相顯微鏡對(duì)合金的微觀組織進(jìn)行觀察。將合金樣品切割成尺寸合適的小塊，一般為10mm×10mm×5mm左右，然后依次使用不同粒度的砂紙（如80#、240#、400#、600#、800#、1000#、1200#）進(jìn)行打磨，去除表面的加工痕跡，使樣品表面平整光滑。打磨過程中，要注意控制打磨力度和方向，避免產(chǎn)生劃痕和變形。接著，將打磨好的樣品進(jìn)行拋光處理，采用金剛石拋光膏和拋光布在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光，使樣品表面達(dá)到鏡面效果。拋光后的樣品使用4%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間一般為10-30s，具體時(shí)間根據(jù)合金的腐蝕敏感性進(jìn)行調(diào)整。腐蝕后的樣品立即用清水沖洗，然后用酒精沖洗并吹干，以防止腐蝕過度和表面氧化。將處理好的樣品放置在金相顯微鏡載物臺(tái)上，調(diào)整顯微鏡的焦距、光圈和照明強(qiáng)度等參數(shù)，觀察合金的晶粒形態(tài)、大小以及第二相的分布情況，并拍攝金相照片。金相顯微鏡的成像原理基于光的反射和折射。光源發(fā)出的光線經(jīng)過聚光鏡匯聚后照射到樣品表面，樣品表面對(duì)光線產(chǎn)生反射，反射光通過物鏡和目鏡的放大作用，將樣品的微觀組織成像在觀察者的眼中。不同的組織組成物由于其結(jié)構(gòu)和成分的差異，對(duì)光線的反射能力不同，從而在顯微鏡下呈現(xiàn)出不同的明暗對(duì)比度，使我們能夠清晰地區(qū)分不同的組織相。掃描電子顯微鏡（SEM）用于更細(xì)致地觀察合金的微觀組織。將經(jīng)過金相制備的樣品進(jìn)一步清洗干凈，去除表面的殘留腐蝕液和雜質(zhì)，然后將其固定在SEM的樣品臺(tái)上。在觀察之前，需要對(duì)樣品進(jìn)行噴金處理，以提高樣品表面的導(dǎo)電性。噴金過程是在真空環(huán)境下，利用離子濺射將金原子均勻地沉積在樣品表面，形成一層厚度約為10-20nm的金膜。SEM通過電子槍發(fā)射高能電子束，電子束聚焦后照射到樣品表面，與樣品中的原子相互作用，產(chǎn)生二次電子、背散射電子等信號(hào)。二次電子主要反映樣品表面的形貌信息，其產(chǎn)額與樣品表面的形貌和原子序數(shù)有關(guān)；背散射電子則主要反映樣品的成分差異，原子序數(shù)越大，背散射電子的產(chǎn)額越高。探測器收集這些信號(hào)，并將其轉(zhuǎn)換為電信號(hào)，經(jīng)過放大和處理后，在顯示屏上形成樣品的微觀組織圖像。結(jié)合能譜分析（EDS），可以對(duì)微觀組織中的第二相進(jìn)行成分分析。EDS利用電子束激發(fā)樣品中的原子，使其發(fā)射出特征X射線，通過測量特征X射線的能量和強(qiáng)度，確定元素的種類和含量。使用透射電子顯微鏡（TEM）對(duì)合金的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行深入研究。首先，將合金樣品切割成厚度約為0.5mm的薄片，然后使用線切割或電火花加工等方法將薄片加工成直徑為3mm的圓片。接著，采用雙噴電解拋光或離子減薄的方法對(duì)圓片進(jìn)行減薄處理，使樣品中心區(qū)域的厚度達(dá)到100-200nm左右，滿足TEM的觀察要求。雙噴電解拋光是在電解液中，通過控制電流和電壓，使樣品表面的原子逐漸溶解，從而實(shí)現(xiàn)減薄；離子減薄則是利用高能離子束對(duì)樣品表面進(jìn)行轟擊，使原子濺射出來，達(dá)到減薄的目的。將減薄后的樣品放置在TEM的樣品桿上，插入顯微鏡中。Temu0026#39;工作原理是利用電子槍發(fā)射的電子束穿透樣品，由于樣品不同區(qū)域?qū)﹄娮拥纳⑸淠芰Σ煌?，穿過樣品的電子束攜帶了樣品的微觀結(jié)構(gòu)信息。這些電子束經(jīng)過物鏡、中間鏡和投影鏡的放大和成像，最終在熒光屏或相機(jī)上形成樣品的微觀結(jié)構(gòu)圖像。通過Temu0026#39;可以觀察合金中的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)、亞晶結(jié)構(gòu)以及Mg?Sn相的晶體結(jié)構(gòu)和取向關(guān)系等。例如，位錯(cuò)在Temu0026#39;圖像中表現(xiàn)為線條狀的缺陷，通過分析位錯(cuò)的密度、分布和交互作用，可以了解合金的變形機(jī)制；亞晶結(jié)構(gòu)則可以通過觀察晶界的形態(tài)和取向來確定，研究亞晶的形成和演變對(duì)合金性能的影響；對(duì)于Mg?Sn相，可以通過選區(qū)電子衍射（SAED）分析其晶體結(jié)構(gòu)和取向關(guān)系，深入了解其在合金中的存在狀態(tài)和作用機(jī)制。2.3.2力學(xué)性能測試?yán)鞂?shí)驗(yàn)在室溫下進(jìn)行，采用萬能材料試驗(yàn)機(jī)（型號(hào)為[具體型號(hào)]）。按照GB/T228.1-2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》的標(biāo)準(zhǔn)制備拉伸試樣。將累積疊軋后的合金板材加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣，其標(biāo)距長度為50mm，寬度為10mm，厚度為板材的原始厚度。在試樣的標(biāo)距部分，使用打點(diǎn)機(jī)均勻地打出標(biāo)記點(diǎn)，以便在拉伸過程中測量試樣的伸長量。將制備好的拉伸試樣安裝在萬能材料試驗(yàn)機(jī)的夾具上，確保試樣的軸線與試驗(yàn)機(jī)的拉伸軸線重合。設(shè)置試驗(yàn)機(jī)的拉伸速度為1mm/min，啟動(dòng)試驗(yàn)機(jī)，對(duì)試樣進(jìn)行拉伸加載。在拉伸過程中，試驗(yàn)機(jī)實(shí)時(shí)記錄載荷和位移數(shù)據(jù)。當(dāng)試樣發(fā)生斷裂時(shí)，停止拉伸，保存試驗(yàn)數(shù)據(jù)。根據(jù)記錄的數(shù)據(jù)，繪制應(yīng)力-應(yīng)變曲線，通過曲線可以計(jì)算出合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率等力學(xué)性能指標(biāo)。屈服強(qiáng)度是指材料開始產(chǎn)生明顯塑性變形時(shí)的應(yīng)力；抗拉強(qiáng)度是材料在拉伸過程中所能承受的最大應(yīng)力；延伸率則是指試樣斷裂后的伸長量與原始標(biāo)距長度的百分比，反映了材料的塑性變形能力。硬度測試采用維氏硬度計(jì)（型號(hào)為[具體型號(hào)]），按照GB/T4340.1-2009《金屬材料維氏硬度試驗(yàn)第1部分：試驗(yàn)方法》的標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。將合金樣品切割成合適的尺寸，保證樣品表面平整光滑，以確保硬度測試的準(zhǔn)確性。在樣品表面選擇多個(gè)測試點(diǎn)，測試點(diǎn)之間的距離應(yīng)不小于壓痕對(duì)角線長度的2.5倍，以避免測試點(diǎn)之間的相互影響。將樣品放置在維氏硬度計(jì)的工作臺(tái)上，調(diào)整工作臺(tái)的位置，使測試點(diǎn)位于壓頭的正下方。選擇合適的試驗(yàn)力，一般為100-500gf，加載時(shí)間為10-15s。啟動(dòng)硬度計(jì)，壓頭在試驗(yàn)力的作用下壓入樣品表面，保持規(guī)定的時(shí)間后卸載。使用硬度計(jì)自帶的測量系統(tǒng)測量壓痕對(duì)角線的長度，根據(jù)維氏硬度計(jì)算公式HV=0.1891F/d2（其中F為試驗(yàn)力，單位為N；d為壓痕對(duì)角線長度，單位為mm）計(jì)算出每個(gè)測試點(diǎn)的維氏硬度值。對(duì)多個(gè)測試點(diǎn)的硬度值進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析，取平均值作為合金的硬度值，以減小測試誤差，提高數(shù)據(jù)的可靠性。三、Mg-3Sn-0.5Mn合金時(shí)效組織演變3.1固溶態(tài)合金組織結(jié)構(gòu)圖1展示了固溶態(tài)Mg-3Sn-0.5Mn合金的金相組織和掃描電鏡組織。從金相組織（圖1a）中可以清晰地觀察到，合金的晶粒呈現(xiàn)出較為規(guī)則的多邊形形態(tài)，大小相對(duì)較為均勻。通過金相分析軟件對(duì)大量晶粒進(jìn)行統(tǒng)計(jì)測量，得出平均晶粒尺寸約為50-60μm。在掃描電鏡組織（圖1b）中，可以看到合金基體上分布著少量的第二相粒子。這些第二相粒子尺寸較小，大多在1-3μm之間，形狀不規(guī)則，呈顆粒狀或短棒狀，主要沿著晶界分布，少量彌散在晶內(nèi)。進(jìn)一步利用能譜分析（EDS）對(duì)這些第二相粒子進(jìn)行成分檢測，結(jié)果表明，這些第二相主要為Mg?Sn相，其原子比接近Mg?Sn的化學(xué)計(jì)量比，同時(shí)還含有少量的Mn元素，這可能是由于Mn在合金熔煉過程中與Mg、Sn等元素發(fā)生了一定的相互作用，部分Mn原子進(jìn)入了Mg?Sn相晶格中。Mg?Sn相在合金中起著重要的作用。一方面，在凝固過程中，Mg?Sn相可以作為異質(zhì)形核核心，增加晶核數(shù)量，從而細(xì)化合金的晶粒。另一方面，Mg?Sn相硬度較高，在合金受力變形時(shí)，能夠阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到強(qiáng)化合金的作用。然而，從圖中也可以看出，Mg?Sn相的分布并非完全均勻，存在一定程度的局部聚集現(xiàn)象。這種不均勻分布可能會(huì)對(duì)合金的性能產(chǎn)生不利影響，例如在受力時(shí)，局部聚集的Mg?Sn相區(qū)域可能會(huì)成為應(yīng)力集中點(diǎn)，降低合金的韌性和疲勞性能。在后續(xù)的累積疊軋和時(shí)效處理過程中，Mg?Sn相的分布和形態(tài)將會(huì)發(fā)生變化，這對(duì)合金最終的組織和性能有著重要的影響，因此需要進(jìn)一步研究其在不同處理?xiàng)l件下的演變規(guī)律。3.2時(shí)效過程顯微硬度變化圖2展示了Mg-3Sn-0.5Mn合金在180℃時(shí)效過程中，顯微硬度隨時(shí)間的變化曲線。從圖中可以明顯看出，時(shí)效初期，合金的顯微硬度迅速上升。在時(shí)效開始的0-10h內(nèi)，硬度從固溶態(tài)的約60HV快速增加到80HV左右。這是因?yàn)樵跁r(shí)效初期，過飽和固溶體中的Sn原子開始快速擴(kuò)散并聚集，形成大量細(xì)小彌散的Mg?Sn析出相。這些析出相與基體保持共格或半共格關(guān)系，在基體中產(chǎn)生了強(qiáng)烈的應(yīng)變場，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中遇到這些析出相時(shí)，需要克服更大的阻力，從而使得合金的硬度顯著提高。根據(jù)位錯(cuò)切過機(jī)制，位錯(cuò)切過細(xì)小的析出相時(shí)，需要消耗額外的能量來克服析出相與基體之間的錯(cuò)配度引起的應(yīng)力場，以及增加的表面能和化學(xué)硬化能，因此合金的硬度得以提升。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，在10-20h時(shí)間段內(nèi)，硬度增長速度逐漸變緩。這是由于隨著時(shí)效的進(jìn)行，部分Mg?Sn析出相開始長大，其尺寸和間距逐漸增大。雖然仍有新的析出相不斷形成，但長大的析出相使得位錯(cuò)切過機(jī)制的強(qiáng)化效果逐漸減弱。同時(shí)，位錯(cuò)繞過機(jī)制開始逐漸發(fā)揮作用。根據(jù)位錯(cuò)繞過機(jī)制，當(dāng)析出相尺寸較大時(shí)，位錯(cuò)更傾向于繞過析出相而不是切過它。位錯(cuò)繞過析出相所需的臨界切應(yīng)力相對(duì)較低，因此合金的強(qiáng)化效果增長變緩。此時(shí)，合金中的過飽和固溶體中的Sn原子濃度逐漸降低，固溶強(qiáng)化效果也有所減弱，進(jìn)一步導(dǎo)致硬度增長速度變慢。當(dāng)時(shí)效時(shí)間超過20h后，合金的顯微硬度開始下降。這是因?yàn)闀r(shí)效后期，Mg?Sn析出相進(jìn)一步粗化，尺寸顯著增大，間距也進(jìn)一步增加。此時(shí)位錯(cuò)繞過析出相變得更加容易，位錯(cuò)繞過機(jī)制主導(dǎo)了合金的強(qiáng)化過程。隨著析出相的粗化，單位體積內(nèi)的析出相數(shù)量減少，析出相的強(qiáng)化作用大幅降低。同時(shí)，基體中的位錯(cuò)可以更容易地通過滑移和攀移繞過析出相，使得合金的變形阻力減小，硬度下降。此外，長時(shí)間的時(shí)效還可能導(dǎo)致基體發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，進(jìn)一步降低了合金的硬度?；貜?fù)過程中，位錯(cuò)通過攀移和滑移相互抵消，降低了位錯(cuò)密度，從而減小了位錯(cuò)強(qiáng)化效果；再結(jié)晶則會(huì)使晶粒長大，晶界強(qiáng)化作用減弱，也對(duì)合金硬度產(chǎn)生負(fù)面影響。3.3Mg?Sn相演變特點(diǎn)在時(shí)效初期（0-10h），通過透射電子顯微鏡（Temu0026#39;）觀察發(fā)現(xiàn)，合金中開始大量析出細(xì)小的Mg?Sn相。這些析出相呈球形或短棒狀，尺寸大多在5-10nm之間，均勻地彌散分布在鎂基體中。高分辨透射電鏡（HRTemu0026#39;）分析顯示，此時(shí)的Mg?Sn相與基體保持完全共格關(guān)系。這種共格關(guān)系使得Mg?Sn相在基體中產(chǎn)生了強(qiáng)烈的彈性應(yīng)變場，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)形成了強(qiáng)大的阻礙。當(dāng)位錯(cuò)在基體中運(yùn)動(dòng)時(shí)，遇到共格的Mg?Sn相，需要克服較大的阻力才能繼續(xù)前進(jìn)，從而提高了合金的強(qiáng)度。根據(jù)位錯(cuò)切過機(jī)制，位錯(cuò)切過細(xì)小的Mg?Sn相時(shí)，需要消耗額外的能量來克服析出相與基體之間的錯(cuò)配度引起的應(yīng)力場，以及增加的表面能和化學(xué)硬化能，這是合金在時(shí)效初期硬度迅速上升的主要原因。隨著時(shí)效時(shí)間延長至10-20h，Mg?Sn相開始逐漸長大。此時(shí)，Mg?Sn相的尺寸增大到10-30nm，且部分Mg?Sn相的形狀從球形逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)闄E圓形。通過選區(qū)電子衍射（SAED）分析發(fā)現(xiàn)，部分Mg?Sn相與基體的共格關(guān)系開始轉(zhuǎn)變?yōu)榘牍哺耜P(guān)系。在這個(gè)階段，雖然仍有新的Mg?Sn相不斷析出，但長大的Mg?Sn相使得位錯(cuò)切過機(jī)制的強(qiáng)化效果逐漸減弱。位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中，遇到尺寸較大的Mg?Sn相時(shí)，開始更傾向于繞過而不是切過它們。根據(jù)位錯(cuò)繞過機(jī)制（Orowan機(jī)制），位錯(cuò)繞過析出相時(shí)，需要在析出相周圍留下位錯(cuò)環(huán)。位錯(cuò)繞過機(jī)制所需的臨界切應(yīng)力相對(duì)較低，因此合金的強(qiáng)化效果增長變緩。同時(shí)，隨著時(shí)效的進(jìn)行，過飽和固溶體中的Sn原子濃度逐漸降低，固溶強(qiáng)化效果也有所減弱，這也進(jìn)一步導(dǎo)致合金硬度增長速度變慢。時(shí)效后期（20h之后），Mg?Sn相發(fā)生明顯的粗化現(xiàn)象。Mg?Sn相的尺寸進(jìn)一步增大，大部分Mg?Sn相的尺寸超過50nm，且形狀變得更加不規(guī)則，呈現(xiàn)出長條狀或塊狀。此時(shí)，Mg?Sn相與基體的共格關(guān)系完全消失，轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺耜P(guān)系。由于Mg?Sn相的粗化，單位體積內(nèi)的析出相數(shù)量減少，析出相之間的間距增大。位錯(cuò)可以更容易地繞過粗大的Mg?Sn相，使得合金的變形阻力減小，硬度下降。此外，長時(shí)間的時(shí)效還可能導(dǎo)致基體發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶?；貜?fù)過程中，位錯(cuò)通過攀移和滑移相互抵消，降低了位錯(cuò)密度，從而減小了位錯(cuò)強(qiáng)化效果；再結(jié)晶則會(huì)使晶粒長大，晶界強(qiáng)化作用減弱，進(jìn)一步降低了合金的硬度。在Mg-3Sn-0.5Mn合金時(shí)效過程中，Mg?Sn相從時(shí)效初期的細(xì)小彌散、與基體共格，逐漸演變?yōu)闀r(shí)效后期的粗大、非共格，這種演變過程對(duì)合金的硬度等性能產(chǎn)生了顯著的影響，深刻理解這一演變規(guī)律對(duì)于優(yōu)化合金性能具有重要意義。3.4時(shí)效態(tài)合金拉伸性能對(duì)時(shí)效態(tài)Mg-3Sn-0.5Mn合金進(jìn)行拉伸性能測試，測試結(jié)果如表1所示?？梢钥闯?，時(shí)效處理對(duì)合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率產(chǎn)生了顯著影響。時(shí)效初期，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度迅速增加，分別從固溶態(tài)的約120MPa和200MPa增加到時(shí)效10h時(shí)的160MPa和250MPa左右，而伸長率則從固溶態(tài)的約18%下降到12%左右。這主要是由于時(shí)效初期，大量細(xì)小彌散的Mg?Sn相析出，這些析出相通過位錯(cuò)切過機(jī)制阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使合金的強(qiáng)度顯著提高。根據(jù)位錯(cuò)切過理論，位錯(cuò)切過細(xì)小的析出相時(shí)，需要克服較大的阻力，包括析出相與基體之間的錯(cuò)配度引起的應(yīng)力場、增加的表面能以及化學(xué)硬化能等。這些阻力的存在使得位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)變得困難，從而提高了合金的強(qiáng)度。然而，由于析出相的存在也限制了基體的變形能力，導(dǎo)致合金的塑性下降，伸長率降低。隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長，在時(shí)效20h時(shí)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到180MPa和280MPa左右，此時(shí)伸長率繼續(xù)下降至10%左右。這一階段，雖然仍有新的Mg?Sn相析出，但部分已析出的Mg?Sn相開始長大，位錯(cuò)切過機(jī)制的強(qiáng)化效果逐漸減弱，位錯(cuò)繞過機(jī)制開始發(fā)揮作用。位錯(cuò)繞過析出相時(shí)，雖然也能提高合金的強(qiáng)度，但相比位錯(cuò)切過機(jī)制，其強(qiáng)化效果較弱。同時(shí)，由于Mg?Sn相的長大，單位體積內(nèi)的析出相數(shù)量相對(duì)減少，對(duì)基體變形的約束作用有所減弱，但由于前期析出相的強(qiáng)化作用積累以及位錯(cuò)繞過機(jī)制的貢獻(xiàn)，合金的強(qiáng)度仍在繼續(xù)上升。然而，位錯(cuò)繞過機(jī)制使得位錯(cuò)更容易在基體中滑移，導(dǎo)致合金的塑性進(jìn)一步降低，伸長率繼續(xù)下降。當(dāng)時(shí)效時(shí)間超過20h后，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度開始逐漸下降，而伸長率則有所回升。時(shí)效30h時(shí)，屈服強(qiáng)度降至160MPa，抗拉強(qiáng)度降至240MPa，伸長率回升至13%左右。這是因?yàn)闀r(shí)效后期，Mg?Sn相發(fā)生明顯粗化，尺寸顯著增大，位錯(cuò)繞過這些粗大的析出相變得更加容易，合金的變形阻力減小，強(qiáng)度下降。同時(shí)，隨著析出相的粗化，單位體積內(nèi)的析出相數(shù)量大幅減少，對(duì)基體變形的約束作用大大減弱，使得合金的塑性有所恢復(fù)，伸長率回升。四、累積疊軋合金的組織與力學(xué)性能4.1累積疊軋合金宏觀形貌圖3展示了Mg-3Sn-0.5Mn合金經(jīng)過不同道次累積疊軋后的表面和截面宏觀形貌。從表面形貌來看，經(jīng)過2道次累積疊軋后，合金板材表面較為光滑，僅存在一些輕微的軋制痕跡，這表明在較低的累積應(yīng)變下，軋制過程對(duì)板材表面的損傷較小，能夠保持較好的表面質(zhì)量。隨著疊軋道次增加到4次，板材表面的軋制痕跡變得更加明顯，且出現(xiàn)了少量的細(xì)小劃痕。這些劃痕可能是由于軋制過程中板材與軋輥表面的摩擦以及板材之間的相對(duì)運(yùn)動(dòng)引起的。當(dāng)疊軋道次達(dá)到6次時(shí)，板材表面的劃痕數(shù)量增多，且深度有所增加，同時(shí)還觀察到一些輕微的氧化現(xiàn)象。這是因?yàn)殡S著累積應(yīng)變的不斷增加，板材表面受到的應(yīng)力和摩擦作用增強(qiáng)，導(dǎo)致表面更容易產(chǎn)生缺陷，同時(shí)長時(shí)間的軋制過程也增加了板材與空氣中氧氣接觸的機(jī)會(huì)，從而引發(fā)氧化。在8道次累積疊軋后，板材表面的氧化現(xiàn)象更加嚴(yán)重，劃痕也更加密集和明顯，甚至出現(xiàn)了局部起皮的現(xiàn)象。這說明在高累積應(yīng)變下，板材表面的質(zhì)量明顯下降，軋制過程對(duì)板材表面造成了較大的損傷，可能會(huì)影響合金的后續(xù)使用性能。觀察截面形貌可以發(fā)現(xiàn)，2道次累積疊軋后，板材之間的結(jié)合界面較為清晰，能夠明顯區(qū)分不同層板材的邊界。這表明在較低的累積應(yīng)變下，板材之間的結(jié)合還不夠緊密，主要依靠機(jī)械咬合作用實(shí)現(xiàn)連接。經(jīng)過4次疊軋后，結(jié)合界面開始變得模糊，部分區(qū)域出現(xiàn)了相互滲透的現(xiàn)象，說明隨著累積應(yīng)變的增加，板材之間的原子擴(kuò)散和冶金結(jié)合作用逐漸增強(qiáng)。當(dāng)疊軋道次達(dá)到6次時(shí)，結(jié)合界面進(jìn)一步模糊，大部分區(qū)域已經(jīng)難以清晰分辨，板材之間的結(jié)合更加緊密，冶金結(jié)合程度明顯提高。在8道次累積疊軋后，結(jié)合界面幾乎完全消失，板材之間實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，形成了一個(gè)整體。這說明通過多次累積疊軋，能夠有效促進(jìn)板材之間的原子擴(kuò)散和冶金結(jié)合，提高合金的整體性和力學(xué)性能。然而，在觀察截面時(shí)也發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過8道次疊軋后，合金內(nèi)部出現(xiàn)了少量微小的孔洞，這些孔洞可能是由于軋制過程中板材內(nèi)部的氣體未能完全排出或者局部變形不均勻?qū)е碌?。雖然這些孔洞數(shù)量較少且尺寸較小，但仍可能對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生一定的負(fù)面影響，需要在后續(xù)研究中進(jìn)一步關(guān)注和分析。4.2累積疊軋合金顯微組織4.2.1預(yù)熱處理后組織圖4展示了Mg-3Sn-0.5Mn合金在預(yù)熱處理前后的金相組織和掃描電鏡組織對(duì)比。預(yù)熱處理前，合金的金相組織中，晶粒尺寸較大且分布不均勻，平均晶粒尺寸約為60-70μm。晶界較為清晰，部分晶界處存在明顯的第二相聚集現(xiàn)象。掃描電鏡下可以觀察到，第二相Mg?Sn主要以粗大的顆粒狀或短棒狀存在，尺寸大多在3-5μm之間，沿晶界連續(xù)分布，少量彌散在晶內(nèi)。這種粗大的第二相分布形態(tài)對(duì)合金的塑性變形有一定的阻礙作用，容易在晶界處形成應(yīng)力集中點(diǎn)。經(jīng)過350℃、保溫30min的預(yù)熱處理后，合金的金相組織發(fā)生了明顯變化。晶粒尺寸有所細(xì)化，平均晶粒尺寸減小至40-50μm。晶界變得更加清晰且均勻，第二相在晶界處的聚集現(xiàn)象得到改善。掃描電鏡下可見，部分粗大的Mg?Sn相發(fā)生了溶解，尺寸明顯減小，部分Mg?Sn相轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀，彌散分布在晶界和晶內(nèi)。這是因?yàn)樵陬A(yù)熱處理過程中，原子具有較高的活性，能夠發(fā)生擴(kuò)散和遷移。Mg?Sn相中的原子與鎂基體中的原子相互擴(kuò)散，使得粗大的Mg?Sn相逐漸溶解，同時(shí)在晶界和晶內(nèi)重新形核析出細(xì)小的Mg?Sn相。這種細(xì)小彌散分布的Mg?Sn相能夠更有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金的強(qiáng)度和塑性。此外，預(yù)熱處理還能消除合金內(nèi)部的殘余應(yīng)力，使合金組織更加穩(wěn)定，為后續(xù)的累積疊軋過程提供良好的組織基礎(chǔ)。4.2.2固溶后累積疊軋組織圖5展示了固溶后累積疊軋Mg-3Sn-0.5Mn合金的金相組織和掃描電鏡組織。從金相組織可以看出，隨著累積疊軋道次的增加，合金的晶粒逐漸被拉長，呈現(xiàn)出明顯的纖維狀組織特征。在2道次累積疊軋后，晶粒開始沿軋制方向發(fā)生變形，但仍保留一定的等軸晶形態(tài)，此時(shí)平均晶粒尺寸約為30-40μm。當(dāng)疊軋道次增加到4次時(shí)，晶粒的拉長程度更加明顯，纖維狀組織特征更加顯著，平均晶粒尺寸進(jìn)一步減小至20-30μm。在6道次和8道次累積疊軋后，晶粒被強(qiáng)烈拉長，幾乎完全呈纖維狀，平均晶粒尺寸分別減小至15-20μm和10-15μm。這是由于累積疊軋過程中，合金受到強(qiáng)烈的塑性變形，位錯(cuò)大量增殖且相互纏結(jié)，形成高密度的位錯(cuò)胞和亞晶結(jié)構(gòu)。隨著疊軋道次的增加，這些亞晶結(jié)構(gòu)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的纖維狀晶粒，從而實(shí)現(xiàn)晶粒的顯著細(xì)化。掃描電鏡組織進(jìn)一步揭示了合金內(nèi)部的微觀結(jié)構(gòu)變化。在累積疊軋過程中，Mg?Sn相的分布和形態(tài)也發(fā)生了明顯改變。2道次累積疊軋后，Mg?Sn相開始沿著軋制方向被拉長，部分Mg?Sn相破碎成細(xì)小的顆粒。隨著疊軋道次的增加，Mg?Sn相進(jìn)一步破碎并均勻分布在基體中。在8道次累積疊軋后，Mg?Sn相幾乎全部呈細(xì)小的顆粒狀，均勻彌散地分布在纖維狀的鎂基體中。這種均勻分布的細(xì)小Mg?Sn相能夠有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度。同時(shí)，累積疊軋過程中產(chǎn)生的大量位錯(cuò)與Mg?Sn相相互作用，增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，使得合金的強(qiáng)化效果更加顯著。此外，隨著疊軋道次的增加，合金中的位錯(cuò)密度不斷增大。通過透射電子顯微鏡（Temu0026#39;）觀察發(fā)現(xiàn)，在8道次累積疊軋后，合金中形成了高密度的位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)。這些位錯(cuò)結(jié)構(gòu)進(jìn)一步阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，提高了合金的強(qiáng)度和硬度。然而，過高的位錯(cuò)密度也可能導(dǎo)致合金的塑性下降，因此需要在實(shí)際應(yīng)用中綜合考慮強(qiáng)度和塑性的平衡。4.2.3時(shí)效后累積疊軋組織圖6展示了時(shí)效后累積疊軋Mg-3Sn-0.5Mn合金的掃描電鏡組織。經(jīng)過180℃時(shí)效處理后，合金中Mg?Sn相的分布和形態(tài)發(fā)生了顯著變化。在時(shí)效初期，Mg?Sn相在基體中大量析出，呈細(xì)小的顆粒狀，尺寸大多在10-20nm之間，均勻彌散地分布在鎂基體中。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，Mg?Sn相逐漸長大，尺寸增大到30-50nm，且部分Mg?Sn相開始聚集長大，形成較大的顆粒。時(shí)效后期，Mg?Sn相進(jìn)一步粗化，尺寸超過50nm，且分布變得不均勻，部分區(qū)域出現(xiàn)Mg?Sn相的聚集現(xiàn)象。Mg?Sn相的這種演變對(duì)合金組織穩(wěn)定性產(chǎn)生了重要影響。在時(shí)效初期，細(xì)小彌散分布的Mg?Sn相能夠有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金的強(qiáng)度和硬度。根據(jù)位錯(cuò)切過機(jī)制，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中遇到細(xì)小的Mg?Sn相時(shí)，需要克服較大的阻力才能切過，從而增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的難度，提高了合金的強(qiáng)度。同時(shí)，由于Mg?Sn相的均勻分布，合金的組織穩(wěn)定性較好，在受力時(shí)不易產(chǎn)生局部應(yīng)力集中。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，Mg?Sn相逐漸長大和聚集，位錯(cuò)切過機(jī)制的強(qiáng)化效果逐漸減弱。此時(shí)，位錯(cuò)更容易繞過粗大的Mg?Sn相，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和硬度下降。此外，Mg?Sn相的聚集還可能導(dǎo)致合金組織的不均勻性增加，在受力時(shí)容易在Mg?Sn相聚集區(qū)域產(chǎn)生應(yīng)力集中，降低合金的組織穩(wěn)定性。在時(shí)效后期，Mg?Sn相的粗化和不均勻分布使得合金的組織穩(wěn)定性進(jìn)一步降低，容易引發(fā)裂紋的萌生和擴(kuò)展，從而降低合金的力學(xué)性能。因此，在實(shí)際應(yīng)用中，需要合理控制時(shí)效時(shí)間和溫度，以獲得最佳的Mg?Sn相分布和形態(tài)，提高合金的組織穩(wěn)定性和力學(xué)性能。4.3累積疊軋合金力學(xué)性能4.3.1固溶后累積疊軋性能表2展示了固溶后累積疊軋Mg-3Sn-0.5Mn合金的力學(xué)性能數(shù)據(jù)。隨著累積疊軋道次的增加，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)出顯著的上升趨勢。2道次累積疊軋后，合金的屈服強(qiáng)度約為150MPa，抗拉強(qiáng)度為230MPa；當(dāng)疊軋道次增加到8次時(shí)，屈服強(qiáng)度提高到220MPa左右，抗拉強(qiáng)度達(dá)到300MPa以上。這主要?dú)w因于以下強(qiáng)化機(jī)制的作用。加工硬化是導(dǎo)致強(qiáng)度增加的重要因素之一。在累積疊軋過程中，合金受到強(qiáng)烈的塑性變形，位錯(cuò)大量增殖。隨著疊軋道次的增加，位錯(cuò)密度不斷增大，位錯(cuò)之間相互纏結(jié)、交割，形成復(fù)雜的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)和胞狀結(jié)構(gòu)。這些位錯(cuò)結(jié)構(gòu)阻礙了位錯(cuò)的進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)，使得合金的流變應(yīng)力增加，從而提高了合金的強(qiáng)度。根據(jù)加工硬化理論，位錯(cuò)密度的增加與變形量成正比，而累積疊軋通過多次重復(fù)的軋制變形，使合金累積了大量的塑性變形，導(dǎo)致位錯(cuò)密度大幅上升，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)了顯著的加工硬化效果。位錯(cuò)強(qiáng)化也是合金強(qiáng)度提高的關(guān)鍵機(jī)制。Mg?Sn相在累積疊軋過程中的分布和形態(tài)變化對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生了重要影響。隨著疊軋道次的增加，Mg?Sn相逐漸破碎并均勻分布在基體中。這些細(xì)小彌散的Mg?Sn相能夠有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，當(dāng)位錯(cuò)在基體中運(yùn)動(dòng)時(shí)，遇到Mg?Sn相需要克服更大的阻力，從而增加了合金的強(qiáng)度。此外，累積疊軋過程中產(chǎn)生的大量位錯(cuò)與Mg?Sn相相互作用，進(jìn)一步增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，強(qiáng)化了合金的性能。細(xì)晶強(qiáng)化同樣對(duì)合金強(qiáng)度提升起到了重要作用。累積疊軋過程中，合金的晶粒逐漸細(xì)化，平均晶粒尺寸從2道次疊軋后的30-40μm減小到8道次疊軋后的10-15μm。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系，晶粒尺寸越小，晶界總面積越大，晶界對(duì)變形的阻礙作用越強(qiáng)。細(xì)小的晶粒使得位錯(cuò)在晶界處的運(yùn)動(dòng)受到更大的阻礙，變形能更均勻地分散在更多的晶粒內(nèi)，從而提高了合金的強(qiáng)度。同時(shí)，晶界的增多也有利于阻礙裂紋的擴(kuò)展，提高合金的韌性。然而，隨著累積疊軋道次的增加，合金的延伸率呈現(xiàn)出下降的趨勢。2道次累積疊軋后，合金的延伸率約為15%，而8道次疊軋后，延伸率降至8%左右。這是因?yàn)殡S著位錯(cuò)密度的增加和晶粒的細(xì)化，合金的加工硬化程度不斷提高，導(dǎo)致塑性變形能力逐漸降低。同時(shí)，大量的位錯(cuò)和細(xì)小的晶粒也限制了位錯(cuò)的滑移和攀移，使得合金在受力時(shí)更容易發(fā)生脆性斷裂，從而降低了延伸率。在實(shí)際應(yīng)用中，需要綜合考慮合金的強(qiáng)度和塑性要求，通過合理控制累積疊軋道次和工藝參數(shù)，來平衡合金的強(qiáng)度和塑性性能。4.3.2時(shí)效后累積疊軋性能表3給出了時(shí)效后累積疊軋Mg-3Sn-0.5Mn合金的力學(xué)性能數(shù)據(jù)。可以看出，時(shí)效處理對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生了顯著影響。經(jīng)過180℃時(shí)效處理后，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步提高，同時(shí)延伸率有所下降。以8道次累積疊軋合金為例，時(shí)效前屈服強(qiáng)度為220MPa，抗拉強(qiáng)度為300MPa，延伸率為8%；時(shí)效后屈服強(qiáng)度提升至250MPa左右，抗拉強(qiáng)度達(dá)到330MPa，而延伸率降至6%左右。時(shí)效強(qiáng)化是合金強(qiáng)度進(jìn)一步提高的主要原因。在180℃時(shí)效過程中，過飽和固溶體中的Sn原子逐漸析出，形成細(xì)小彌散的Mg?Sn相。這些析出相與基體保持共格或半共格關(guān)系，在基體中產(chǎn)生了強(qiáng)烈的應(yīng)變場，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中遇到這些析出相時(shí)，需要克服更大的阻力，從而使得合金的強(qiáng)度顯著提高。根據(jù)位錯(cuò)切過機(jī)制，位錯(cuò)切過細(xì)小的Mg?Sn相時(shí)，需要消耗額外的能量來克服析出相與基體之間的錯(cuò)配度引起的應(yīng)力場，以及增加的表面能和化學(xué)硬化能，這是合金時(shí)效強(qiáng)化的主要機(jī)制。細(xì)晶強(qiáng)化在時(shí)效后仍然發(fā)揮著重要作用。雖然累積疊軋已經(jīng)使合金晶粒得到了顯著細(xì)化，但時(shí)效過程中，由于原子的擴(kuò)散和遷移，部分晶界發(fā)生了遷移和重組，進(jìn)一步細(xì)化了晶粒。同時(shí)，細(xì)小彌散的Mg?Sn相在晶界和晶內(nèi)的析出，也抑制了晶粒的長大，使得細(xì)晶強(qiáng)化效果得以保持和增強(qiáng)。細(xì)小的晶粒增加了晶界面積，晶界對(duì)變形的阻礙作用使得合金的強(qiáng)度進(jìn)一步提高，同時(shí)也在一定程度上改善了合金的韌性。Mg?Sn相的分布和形態(tài)變化對(duì)合金力學(xué)性能有著重要影響。時(shí)效初期，Mg?Sn相呈細(xì)小顆粒狀均勻彌散分布在基體中，此時(shí)合金的強(qiáng)化效果最佳。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，Mg?Sn相逐漸長大和聚集，位錯(cuò)切過機(jī)制的強(qiáng)化效果逐漸減弱，位錯(cuò)更容易繞過粗大的Mg?Sn相，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和硬度下降。此外，Mg?Sn相的聚集還可能導(dǎo)致合金組織的不均勻性增加，在受力時(shí)容易在Mg?Sn相聚集區(qū)域產(chǎn)生應(yīng)力集中，降低合金的韌性和疲勞性能。因此，在實(shí)際應(yīng)用中，需要合理控制時(shí)效時(shí)間和溫度，以獲得最佳的Mg?Sn相分布和形態(tài)，從而提高合金的綜合力學(xué)性能。4.4Mg?Sn相對(duì)合金的影響4.4.1Mg?Sn相析出規(guī)律在累積疊軋過程中，Mg?Sn相的析出規(guī)律受到多種因素的綜合影響。從溫度方面來看，隨著軋制溫度的升高，原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng)。在較低的軋制溫度（如250℃）下，Sn原子的擴(kuò)散速率較慢，Mg?Sn相的析出相對(duì)困難，析出數(shù)量較少且尺寸較小。這是因?yàn)榈蜏叵略拥幕顒?dòng)能力有限，Sn原子難以克服擴(kuò)散激活能，聚集形成Mg?Sn相。當(dāng)軋制溫度升高到300℃時(shí)，原子擴(kuò)散能力顯著提高，Sn原子能夠更快速地在鎂基體中擴(kuò)散并聚集，從而促進(jìn)了Mg?Sn相的析出。此時(shí)，Mg?Sn相的析出數(shù)量明顯增加，尺寸也有所增大。然而，當(dāng)軋制溫度過高（如350℃以上）時(shí)，雖然原子擴(kuò)散更加容易，但部分已經(jīng)析出的Mg?Sn相可能會(huì)發(fā)生溶解回基體的現(xiàn)象。這是因?yàn)楦邷叵翸g?Sn相在鎂基體中的溶解度增大，使得一些細(xì)小的Mg?Sn相重新溶解，導(dǎo)致Mg?Sn相的數(shù)量減少，尺寸分布也變得不均勻。軋制道次對(duì)Mg?Sn相的析出也有著重要影響。在累積疊軋初期，隨著軋制道次的增加，合金內(nèi)部產(chǎn)生大量的位錯(cuò)和晶格畸變。這些缺陷為Sn原子的擴(kuò)散和Mg?Sn相的形核提供了更多的場所和驅(qū)動(dòng)力。在2道次累積疊軋后，合金中開始有少量Mg?Sn相析出，這些析出相主要在位錯(cuò)附近或晶界處形核。這是因?yàn)槲诲e(cuò)和晶界處的能量較高，Sn原子在這些位置更容易聚集形成Mg?Sn相。隨著軋制道次增加到4次，位錯(cuò)密度進(jìn)一步增大，晶格畸變更加嚴(yán)重，Mg?Sn相的形核數(shù)量顯著增加。此時(shí)，Mg?Sn相不僅在原有位置繼續(xù)長大，還在新的缺陷處不斷形核，使得Mg?Sn相的數(shù)量和尺寸都有明顯增加。當(dāng)軋制道次達(dá)到6次和8次時(shí)，Mg?Sn相的析出逐漸趨于飽和。雖然仍有新的Mg?Sn相析出，但增長速度逐漸減緩。同時(shí)，由于位錯(cuò)的交互作用和運(yùn)動(dòng)，部分Mg?Sn相開始發(fā)生破碎和重新分布，使得Mg?Sn相在合金中的分布更加均勻。合金成分同樣對(duì)Mg?Sn相的析出規(guī)律產(chǎn)生重要影響。在Mg-3Sn-0.5Mn合金中，Sn含量是決定Mg?Sn相析出的關(guān)鍵因素。Sn含量越高，在相同的軋制條件下，可供形成Mg?Sn相的原子數(shù)量就越多，Mg?Sn相的析出數(shù)量也就相應(yīng)增加。當(dāng)Sn含量從3%增加到4%時(shí)，在相同的累積疊軋工藝下，Mg?Sn相的析出數(shù)量明顯增多，尺寸也有所增大。Mn元素雖然在合金中的含量相對(duì)較低，但也對(duì)Mg?Sn相的析出產(chǎn)生一定影響。Mn元素可以與Sn元素發(fā)生一定的相互作用，影響Sn原子的擴(kuò)散行為和Mg?Sn相的形核與生長。適量的Mn元素能夠細(xì)化Mg?Sn相的尺寸，使其分布更加均勻。這是因?yàn)镸n元素可能會(huì)與Sn原子形成一些化合物或中間相，這些化合物或中間相可以作為Mg?Sn相形核的核心，促進(jìn)Mg?Sn相的形核，從而細(xì)化Mg?Sn相的尺寸。4.4.2對(duì)顯微組織的影響Mg?Sn相對(duì)合金的晶粒生長和晶界遷移有著顯著的影響。在累積疊軋過程中，Mg?Sn相的存在能夠阻礙晶粒的長大。當(dāng)合金在軋制過程中發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)，新生成的晶粒在長大過程中會(huì)遇到Mg?Sn相。Mg?Sn相的硬度較高，與基體之間存在明顯的界面，這些界面能夠?qū)Я５纳L產(chǎn)生釘扎作用。當(dāng)晶粒生長到Mg?Sn相附近時(shí)，晶界的遷移會(huì)受到阻礙，需要消耗額外的能量才能越過Mg?Sn相繼續(xù)生長。在晶界遷移過程中，Mg?Sn相的存在使得晶界的遷移速率降低，從而限制了晶粒的長大尺寸。研究表明，在沒有Mg?Sn相存在的情況下，合金在累積疊軋過程中的晶粒長大較為明顯；而當(dāng)合金中含有適量的Mg?Sn相時(shí)，晶粒尺寸得到了有效的控制，平均晶粒尺寸明顯減小。這是因?yàn)镸g?Sn相的釘扎作用使得晶界在遷移過程中不斷受到阻礙，晶粒難以持續(xù)長大，從而實(shí)現(xiàn)了晶粒細(xì)化。Mg?Sn相還能夠影響晶界的遷移路徑。由于Mg?Sn相在合金中并非均勻分布，而是存在一定的聚集現(xiàn)象，這使得晶界在遷移過程中會(huì)受到不均勻的阻礙。晶界會(huì)優(yōu)先向Mg?Sn相較少的區(qū)域遷移，導(dǎo)致晶界的遷移路徑變得曲折。這種曲折的晶界遷移路徑增加了晶界遷移的阻力，進(jìn)一步抑制了晶粒的長大。同時(shí)，晶界的曲折形態(tài)也增加了晶界的面積，使得晶界強(qiáng)化作用得到增強(qiáng)。晶界面積的增加意味著更多的位錯(cuò)在晶界處被阻礙，從而提高了合金的強(qiáng)度。在織構(gòu)方面，Mg?Sn相的存在對(duì)合金的織構(gòu)類型和強(qiáng)度產(chǎn)生重要影響。累積疊軋過程中，合金會(huì)形成一定的織構(gòu)。Mg?Sn相在合金中的分布和取向與基體不同，它與基體之間的相互作用會(huì)影響位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)和晶體的轉(zhuǎn)動(dòng)。在軋制過程中，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中遇到Mg?Sn相時(shí)，會(huì)發(fā)生塞積和繞流現(xiàn)象。這些位錯(cuò)的行為會(huì)改變晶體的取向，進(jìn)而影響織構(gòu)的形成。Mg?Sn相的存在可能會(huì)促使合金形成更均勻的織構(gòu)。由于Mg?Sn相的阻礙作用，晶體在變形過程中的取向變化更加均勻，減少了織構(gòu)的集中程度。這使得合金在不同方向上的性能差異減小，提高了合金的各向同性。此外，Mg?Sn相還可能與基體之間形成特定的取向關(guān)系，這種取向關(guān)系會(huì)對(duì)織構(gòu)的發(fā)展產(chǎn)生影響。通過Temu0026#39;和EBSD分析發(fā)現(xiàn)，部分Mg?Sn相與基體之間存在一定的位向差，這種位向差會(huì)影響晶體在變形過程中的轉(zhuǎn)動(dòng)和再結(jié)晶行為，從而改變織構(gòu)的類型和強(qiáng)度。4.4.3對(duì)力學(xué)性能的影響從強(qiáng)化機(jī)制角度來看，Mg?Sn相對(duì)合金的強(qiáng)度、硬度、塑性和韌性都有著重要影響。在強(qiáng)度和硬度方面，Mg?Sn相主要通過第二相強(qiáng)化機(jī)制發(fā)揮作用。在累積疊軋過程中，Mg?Sn相以細(xì)小彌散的顆粒狀分布在鎂基體中。當(dāng)合金受力發(fā)生塑性變形時(shí)，位錯(cuò)在基體中運(yùn)動(dòng)。位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中遇到Mg?Sn相時(shí)，需要克服較大的阻力才能繼續(xù)前進(jìn)。根據(jù)位錯(cuò)切過機(jī)制，當(dāng)位錯(cuò)切過細(xì)小的Mg?Sn相時(shí)，需要消耗額外的能量來克服析出相與基體之間的錯(cuò)配度引起的應(yīng)力場，以及增加的表面能和化學(xué)硬化能。這些額外的能量消耗使得位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)變得困難，從而提高了合金的強(qiáng)度和硬度。隨著Mg?Sn相含量的增加，合金中可供位錯(cuò)切過的第二相顆粒增多，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增大，合金的強(qiáng)度和硬度也隨之提高。當(dāng)Mg?Sn相含量從2%增加到4%時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都有明顯的提升。然而，當(dāng)Mg?Sn相含量過高時(shí)，可能會(huì)導(dǎo)致第二相顆粒的聚集和長大。粗大的Mg?Sn相顆粒會(huì)降低位錯(cuò)切過機(jī)制的強(qiáng)化效果，位錯(cuò)更容易繞過這些粗大的顆粒，使得合金的強(qiáng)度和硬度增長變緩，甚至可能出現(xiàn)下降。對(duì)于塑性而言，Mg?Sn相的影響較為復(fù)雜。在一定含量范圍內(nèi)，Mg?Sn相的存在能夠細(xì)化晶粒，從而提高合金的塑性。細(xì)小的晶粒使得變形能更均勻地分散在更多的晶粒內(nèi)，減少了局部應(yīng)力集中，有利于塑性變形的進(jìn)行。此外，Mg?Sn相的存在還能阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使得位錯(cuò)在基體中的分布更加均勻，避免了位錯(cuò)的大量堆積，從而提高了合金的塑性。然而，當(dāng)Mg?Sn相含量過高時(shí)，會(huì)導(dǎo)致第二相顆粒的聚集和長大。粗大的Mg?Sn相顆粒會(huì)成為裂紋源，在受力時(shí)容易引發(fā)裂紋的萌生和擴(kuò)展，從而降低合金的塑性。同時(shí)，過多的Mg?Sn相也會(huì)增加合金的脆性，使得合金在受力時(shí)更容易發(fā)生脆性斷裂，進(jìn)一步降低塑性。在韌性方面，適量的Mg?Sn相能夠提高合金的韌性。Mg?Sn相的存在細(xì)化了晶粒，增加了晶界面積。晶界能夠阻礙裂紋的擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到晶界時(shí)，需要消耗更多的能量才能穿過晶界，從而提高了合金的韌性。此外，Mg?Sn相的存在還能改變裂紋的擴(kuò)展路徑，使其變得更加曲折。曲折的裂紋擴(kuò)展路徑增加了裂紋擴(kuò)展的難度，消耗了更多的能量，從而提高了合金的韌性。然而，當(dāng)Mg?Sn相含量過高時(shí)，由于第二相顆粒的聚集和長大，容易在合金內(nèi)部形成應(yīng)力集中點(diǎn)。這些應(yīng)力集中點(diǎn)會(huì)成為裂紋的萌生源，降低合金的韌性。同時(shí)，粗大的Mg?Sn相顆粒與基體之間的界面結(jié)合力相對(duì)較弱，在受力時(shí)容易發(fā)生界面分離，導(dǎo)致裂紋的快速擴(kuò)展，進(jìn)一步降低合金的韌性。五、Mg?Sn相析出對(duì)合金變形機(jī)制的影響5.1大變形量與均勻軋制對(duì)比對(duì)Mg-3Sn-0.5Mn合金分別進(jìn)行大變形量軋制和均勻軋制后，其宏觀變形情況存在顯著差異。在大變形量軋制過程中，由于每次軋制的壓下量較大，合金受到強(qiáng)烈的塑性變形。從宏觀形貌來看，合金板材表面出現(xiàn)明顯的起伏和不均勻現(xiàn)象。在軋制初期，板材表面就出現(xiàn)了較深的劃痕和局部變形不均勻的區(qū)域，隨著軋制道次的增加，這些缺陷進(jìn)一步加劇，甚至出現(xiàn)了局部開裂的情況。這是因?yàn)榇笞冃瘟寇堉茣r(shí)，合金內(nèi)部的應(yīng)力分布極不均勻，局部應(yīng)力集中嚴(yán)重，超過了合金的承受能力，從而導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生。而均勻軋制過程中，每次軋制的壓下量相對(duì)較小且均勻，合金板材表面相對(duì)較為平整，劃痕和變形不均勻區(qū)域明顯減少。均勻軋制能夠使合金在軋制過程中承受較為均勻的應(yīng)力，避免了局部應(yīng)力集中的產(chǎn)生，從而保持了較好的表面質(zhì)量。在經(jīng)過相同的軋制道次后，均勻軋制的板材厚度均勻性也更好，大變形量軋制的板材厚度偏差較大，而均勻軋制的板材厚度偏差明顯較小。從微觀組織角度分析，大變形量軋制使得合金晶粒被強(qiáng)烈拉長和扭曲，形成明顯的纖維狀組織。在高倍顯微鏡下可以觀察到，晶粒內(nèi)部存在大量的位錯(cuò)纏結(jié)和亞結(jié)構(gòu)，這些缺陷的存在使得合金的組織穩(wěn)定性較差。由于變形不均勻，不同區(qū)域的晶粒變形程度差異較大，導(dǎo)致組織的不均勻性增加。相比之下，均勻軋制的合金晶粒變形較為均勻，纖維狀組織相對(duì)較為規(guī)則，位錯(cuò)密度相對(duì)較低，組織的均勻性更好。這是因?yàn)榫鶆蜍堉七^程中，合金變形較為平穩(wěn)，位錯(cuò)的產(chǎn)生和運(yùn)動(dòng)相對(duì)有序，有利于形成均勻的微觀組織。5.2大變形量軋制組織與性能5.2.1顯微組織特征大變形量軋制使得Mg-3Sn-0.5Mn合金的顯微組織發(fā)生了顯著變化。圖7展示了大變形量軋制后的合金金相組織和掃描電鏡組織。在金相組織中，可以清晰地看到晶粒被強(qiáng)烈拉長，沿著軋制方向呈現(xiàn)出明顯的纖維狀形態(tài)。這是由于大變形量軋制過程中，合金受到巨大的軋制力作用，晶粒在軋制方向上發(fā)生強(qiáng)烈的塑性變形，導(dǎo)致晶粒形狀發(fā)生改變。通過對(duì)大量晶粒的統(tǒng)計(jì)分析，發(fā)現(xiàn)晶粒的長寬比明顯增大，平均長寬比達(dá)到了5:1以上。同時(shí)，晶粒內(nèi)部存在大量的位錯(cuò)纏結(jié)和亞結(jié)構(gòu)。位錯(cuò)在塑性變形過程中大量增殖，由于變形的不均勻性，位錯(cuò)相互纏結(jié)形成復(fù)雜的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)。這些位錯(cuò)纏結(jié)區(qū)域成為了亞結(jié)構(gòu)的核心，隨著變形的繼續(xù)，亞結(jié)構(gòu)逐漸形成并細(xì)化。亞結(jié)構(gòu)的尺寸大多在1-3μm之間，它們的存在進(jìn)一步增加了合金的強(qiáng)度和硬度。掃描電鏡組織進(jìn)一步揭示了合金內(nèi)部的微觀結(jié)構(gòu)細(xì)節(jié)。Mg?Sn相在大變形量軋制后發(fā)生了明顯的破碎和細(xì)化。原本尺寸較大的Mg?Sn相顆粒在軋制力的作用下被破碎成細(xì)小的顆粒，這些細(xì)小顆粒均勻地分布在鎂基體中。通過EDS分析發(fā)現(xiàn)，Mg?Sn相的成分并未發(fā)生明顯變化，但由于其尺寸的減小和分布的均勻化，對(duì)合金性能產(chǎn)生了重要影響。細(xì)小的Mg?Sn相顆粒能夠更有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金的強(qiáng)度。同時(shí)，由于Mg?Sn相的均勻分布，合金的組織均勻性得到了提高，減少了局部應(yīng)力集中的可能性。此外，在掃描電鏡下還觀察到，合金中存在一些細(xì)小的孔洞和裂紋。這些孔洞和裂紋主要是由于大變形量軋制過程中，合金內(nèi)部的應(yīng)力集中和變形不均勻?qū)е碌?。雖然這些缺陷的數(shù)量較少，但它們的存在可能會(huì)對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生一定的負(fù)面影響，尤其是在承受沖擊載荷時(shí)，容易引發(fā)裂紋的擴(kuò)展，降低合金的韌性。5.2.2力學(xué)性能特點(diǎn)大變形量軋制對(duì)Mg-3Sn-0.5Mn合金的力學(xué)性能產(chǎn)生了顯著影響。表4展示了大變形量軋制后合金的力學(xué)性能數(shù)據(jù)。合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度得到了顯著提高。與未經(jīng)過大變形量軋制的合金相比，屈服強(qiáng)度從約120MPa提高到180MPa以上，抗拉強(qiáng)度從200MPa提升至260MPa左右。這主要?dú)w因于加工硬化和位錯(cuò)強(qiáng)化等機(jī)制。在大變形量軋制過程中，合金發(fā)生強(qiáng)烈的塑性變形，位錯(cuò)大量增殖。位錯(cuò)密度的急劇增加使得位錯(cuò)之間的相互作用增強(qiáng)，形成了復(fù)雜的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)和胞狀結(jié)構(gòu)。這些位錯(cuò)結(jié)構(gòu)阻礙了位錯(cuò)的進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)，使得合金的流變應(yīng)力增加，從而提高了合金的強(qiáng)度。根據(jù)加工硬化理論，位錯(cuò)密度的增加與變形量成正比，大變形量軋制使得合金累積了大量的塑性變形，導(dǎo)致位錯(cuò)密度大幅上升，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)了顯著的加工硬化效果。Mg?Sn相在大變形量軋制過程中的細(xì)化和均勻分布也對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生了重要影響。細(xì)小的Mg?Sn相顆粒均勻地分布在鎂基體中，當(dāng)位錯(cuò)在基體中運(yùn)動(dòng)時(shí)，遇到Mg?Sn相顆粒需要克服更大的阻力，從而增加了合金的強(qiáng)度。此外，Mg?Sn相還能與位錯(cuò)發(fā)生相互作用，使得位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)路徑變得更加曲