镁合金力学性能的研究
高性能VW73B镁合金微观组织与力学性能研究
高性能VW73B镁合金微观组织与力学性能研究魏晓伟;李永军;马鸣龙;袁家伟;李兴刚;石国梁;孙昭乾;张奎【期刊名称】《现代交通与冶金材料》【年(卷),期】2024(4)3【摘要】随着全球节能减排政策的推进,高性能镁合金因其低密度、高比强度、可持续发展等优势在交通运输领域得到了广泛的应用。
本文通过OM,SEM和TEM 等手段研究了VW73B镁合金铸态、均匀化态、挤压态以及时效态的微观组织与性能。
结果表明:铸态合金由α‑Mg、(Mg,Zn)3RE相、Mg5(RE,Zn)相和LPSO相构成,均匀化处理后,合金中仅存在α‑Mg和LPSO结构相。
挤压变形后,晶粒显著细化,分布于晶界处的块状LPSO结构相促进了动态再结晶行为的发生。
挤压态合金由未发生动态再结晶的粗晶和细小的动态再结晶晶粒组成,LPSO结构相沿挤压方向呈流线分布。
峰时效态合金中存在大量纳米级β'沉淀相和细长针状基面层错,其抗拉强度为416 MPa,屈服强度为344 MPa,断后伸长率为10.0%。
VW73B合金优异的力学性能是细晶强化、时效强化、块状LPSO结构相以及层片状LPSO结构相共同作用的结果。
【总页数】7页(P63-69)【作者】魏晓伟;李永军;马鸣龙;袁家伟;李兴刚;石国梁;孙昭乾;张奎【作者单位】中国有研科技集团有限公司有色金属材料制备加工国家重点实验室;有研工程技术研究院有限公司;北京有色金属研究总院【正文语种】中文【中图分类】TG146.22【相关文献】1.AZ31B镁合金电阻点焊熔核微观组织及力学性能研究2.碳纳米管对AZ31镁合金微观组织及力学性能影响研究3.镁合金复合变形微观组织和力学性能研究4.热扭转下AZ31镁合金微观组织和力学性能研究因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
镁合金挤压及其力学性能研究
随温度降低而降低。如有一Ｂ含量大于Ｂ。的合
ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ｔｈｅｙ ｈａｖｅ ｍｏｄｅｒａｔｅ ｅｘｌｎｌｄａｂｉｌｉｔｙ ｗｈｅｎ ｈｅａｔｅｄ ｔｏ ２３０＂Ｃｏｒ ｈｉｇｈｅｒ．Ｕｎｄｅｒ ｔｈｅ
ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅｓｅ ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ，ｔｈｅ ｅｘｔｒＢｄｅｄ ｒｏｄｓ ｅｎｄ ｂａｒｓ ｈａｖｅ ｇｏｏｄ ｓｕｒｆａｃｅ，ａｎｄ
20030305
沈阳工业大学硕士学位论文
摘要
本文研究了ＡＺ９１、ＡＺ６１及几种含锆镁合金的挤压性能，结果表明尽管镁合金具有 密排六方结构，室温下滑移系较少，塑性较差，但在加热到２３０℃以上时仍表现出良好 的可挤压性。在本实验参数下，挤压出的杆材和板材表面良好，尺寸符合设计要求。
本文对挤压态镁合金杆材和板材进行了热处理，然后做了显微组织分析和力学性能 测试。结果表明挤压后的镁合金综合力学性能明显高于铸态，抗拉强度较铸态提高 ５０ＭＰａ以上，屈服强度提高３０ＭＰａ以上。延伸率提高５％以上：挤压后的镁合金显微组织 均匀细小，平均晶粒度在１５ ｐ ｍ以下，而挤压前的铸态组织晶粒度在８０ ｕ ｍ以上：热处 理对挤压态镁合金力学性能的影响因合金牌号不同而不同，对于ＡＺ９１板材而言，Ｔ４、 Ｔ６处理均降低其力学性能，挤压后Ｆ态性能最佳，而其它几种含锆合金Ｔ６态要好于Ｆ 态：断口分析表明ＡＺ６１板材的横向拉伸断口与纵向断口形貌有很大不同，横向断口韧 窝呈细条状，而纵向断口呈大小和深浅不一的圆形韧窝，这种断口形貌的差异证明材料 在挤压过程中晶粒有择优取向。其它几种镁合金挤压态断口皆表现为韧性断裂的特征， 室温断口与高温断口特征基本相同，分析表明由于挤压态镁合金室温塑性已经很好，所 以尽管高温下镁合金塑性进一步提高，但断口特征较室温下并无明显变化。
新型抗蠕变镁合金研究(doc 9页)
新型抗蠕变镁合金研究(doc 9页)系，提高高温性能，研制新型抗蠕变镁合金。
1 镁合金蠕变特点1.1 镁合金蠕变机理蠕变是一个高温条件下缓慢的塑性变形过程，与常温拉伸过程相比，在微观机制上不仅滑移系增移而且还有晶界滑移。
根据Von Mises准则，多晶体材料产生塑性变形并在晶界上仍保持其完整性，每个晶粒必须至少有五个独立的滑移系。
镁合金是密排六方晶体，只有四个独立的滑移系，但在蠕变过程中晶界滑移将提供另外两个有效的滑移系。
此时满足Von Mises准则。
由于镁合金滑移系很少，因此残留的晶界位错将有很大的Buregrs矢量，在晶界处的应变水平将很高，在高温应力作用下镁合金比铝合金更容易产生晶界滑移[2]。
镁合金的蠕变机理分为两个阶段，低温下以位错攀移为主，高温条件下以晶界滑移为主[3]。
据Mihriban O. Pekguleryuz等研究，镁合金蠕变的机理如图1所示。
图1 镁合金蠕变机理示意图1.2 镁合金蠕变性能的提高途径根据镁合金的蠕变特点和机理，提高镁合金蠕变性能的途径主要有基体强化和晶界强化[2，6]。
1.2.1 基体强化提高镁合金基体高温蠕变性能的主要途径有固溶强化、析出强化和弥散强化。
固溶强化是通过在合金中加入溶质元素提高其均匀化温度和弹性模量，减慢扩散和自扩散过程，降低了位错攀移的速率，因而合金的高温蠕变性能提高。
析出时效强化是在时效过程中合金元素的固溶度而降低时形成散布的析出相，析出相与滑移位错之间的交互作用导致了合金的屈服强度提高。
由于镁原子较大，通常形成与镁基体非共格的复杂析出相。
这些相的界面能很高，在高温下易粗化，难以对晶界起有效的钉扎作用。
因此，提高镁合金耐热性的关键是改善析出相的晶体结构以降低它与镁基体点阵常数错配度并提高其熔点以降低其扩散性。
弥散强化因弥散相具有很高的熔点并在基体中溶解度很小，其强化温度大大提高。
据报道加拿大的ITM已在实验室中开发了两种弥散强化的镁合金[2]。
铝镁合金的显微组织及力学性能研究
铝镁合金的显微组织及力学性能研究一、引言随着工业发展，铝合金作为一种重要的结构材料广泛应用于汽车、航空、航天、建筑等领域。
铝镁合金以其优异的强度、韧性、耐腐蚀性能而备受青睐。
本文旨在探究铝镁合金的显微组织及力学性能。
二、铝镁合金的制备目前，铝镁合金的制备主要采用粉末冶金、压铸、熔铸、锻造等方法。
其中，熔铸方法制备的合金强度高、韧性好，广泛应用于航空、航天等领域。
三、铝镁合金的显微组织研究铝镁合金的显微组织主要由铝基固溶体、镁基固溶体、第二相和晶界等组成。
金相显微镜是观察铝镁合金显微组织的重要工具。
金相显微镜结合其他材料表征手段可以从多个角度刻画铝镁合金的显微组织。
以下为具体分析：1. 铝基固溶体：铝镁合金中的铝基固溶体主要是由α-铝和固溶态镁构成。
随着固溶态镁含量的增加，铝基固溶体中的固溶态镁含量也会增加。
2. 镁基固溶体：镁基固溶体主要由β-镁和固溶态铝构成。
随着固溶态铝含量的增加，镁基固溶体中的固溶态铝含量也会增加。
3. 第二相：第二相是指分散在铝基固溶体和镁基固溶体中的微小颗粒状物质。
第二相主要有Mg17Al12、Mg2Si等。
固溶态镁、铝在加工过程中会析出第二相颗粒，导致材料的硬度、强度等力学性能得到提高。
4. 晶界：晶界是指相邻晶粒之间的界面。
铝镁合金中的晶界可以通过多种手段得到观察。
由于晶界是材料中位错和夹杂的聚集地，所以晶界对于材料的力学性能和韧性等有重要影响。
四、铝镁合金的力学性能研究铝镁合金的力学性能受其显微组织和化学成分的影响。
以下为具体分析：1. 强度：铝镁合金的强度与其中的第二相颗粒、晶界密度等因素有关。
一般来说，固溶态铝、镁的含量越高，铝镁合金的强度越高。
2. 延展性：铝镁合金的延展性主要由其晶界密度、晶粒尺寸、组织中的夹杂和位错等因素决定。
晶界和夹杂等杂质及位错会妨碍晶粒的滑移和铝镁合金的延展性。
3. 硬度：铝镁合金的硬度与其中分布的第二相颗粒和晶界密度等因素有关。
晶界和第二相颗粒有助于抑制位错的扩散和晶粒的强化，从而提高材料的硬度。
镁合金的力学行为及其塑性变形机制
镁合金的力学行为及其塑性变形机制1. 引言随着现代工业的发展和人们对轻量化、高强度、高耐腐蚀性能的需求，镁合金得到了越来越广泛的应用。
镁合金因其低密度、高比强度、良好的加工性和回收性等优点成为航空、汽车、电子等领域的理想材料。
然而，镁合金在使用过程中也存在着一些问题，如低强度、低塑性和易产生裂纹等缺陷。
为了克服这些问题，研究镁合金的机械性能和塑性变形机制显得尤为重要。
2. 镁合金的力学行为镁合金的力学行为是指其在力学载荷下的变形和断裂特性。
根据加载方式和加载速度的不同，常用的镁合金力学性能测量方法包括拉伸、压缩、弯曲、疲劳等。
2.1 拉伸性能在拉伸试验中，镁合金试样通常沿轴向加载，被拉伸到断裂。
通过拉伸实验可以得到镁合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率等指标。
在拉伸过程中，镁合金先呈弹性变形，随着应力的增加，会出现塑性变形，最终会产生颈缩现象，并出现形变硬化，然后试验样品发生瞬时断裂。
2.2 压缩性能与拉伸试验类似，压缩试验是将镁合金试样置于压缩机中，施加压力，试样往往在压缩模量较大时出现颈缩，进而在剪切和塑性瞬间溃断的形式受力。
通过压缩试验可以得到镁合金的屈服强度、抗压强度等指标。
2.3 弯曲性能在弯曲试验中，将镁合金试样制成梁状，在弯曲机上进行弯曲测试。
通常以最大载荷、极限载荷、弯曲刚度和中心挠度等作为评价参数，通过弯曲试验可以得到镁合金的弯曲性能。
2.4 疲劳性能镁合金强度高、重量轻，适用于高速旋转部件、振荡部件等。
疲劳性能是材料在交变载荷作用下能够承受的循环次数。
通过疲劳试验可以研究镁合金材料的寿命和寿命曲线，确定其在交变载荷下的强度和稳定性。
3. 镁合金的塑性变形机制镁合金的塑性变形机制主要有滑移和孪生两种。
3.1 滑移变形滑移是指晶体中某些平面沿特定方向发生剪切变形的过程。
镁合金中的滑移有基面滑动的主滑移系统和非基面滑动的辅助滑移系统。
主滑移系统与晶体方向有直接关系，因此其延性较好，且容易塑性变形，但也容易发生塑性翘曲和产生裂纹。
镁合金研究报告
镁合金研究报告
镁合金是一种轻质高强度材料，在航空、汽车、电子、医疗等方面有广泛的应用前景。
然而，镁合金材料还存在着一些问题，如易腐蚀、低韧性等，因此需要进行进一步的研究。
本文将从镁合金的研究现状、制备方法、性能改进等方面进行讨论。
一、镁合金的研究现状
（1）制备方法的研究：包括溶液处理、机械制备、热加工、复合材料制备等。
（2）合金化的研究：利用添加其他元素来改善镁合金的力学性能、耐腐蚀性能等。
（3）力学性能的研究：包括强度、延展性、硬度、耐蚀性等的研究。
（4）应用研究：应用于航空、汽车、电子、医疗等领域。
二、制备方法
制备镁合金的方法有多种，以下是比较常见的几种方法：
（1）溶液处理：利用化学法将钠、铝、锂等元素在高温下溶解于镁中，从而实现镁合金化的方法。
（2）机械制备：通过机械研磨、球磨等方法，将两种或多种金属粉末混合制备而成。
（3）热加工：通过加热、压力等方法，将镁合金加工成所需要的形状。
（4）复合材料制备：通过利用纤维增强材料制备出具有高强度、高韧性的复合材料。
三、性能改进
为了改善镁合金材料的性能，可以采用以下方法：
（2）热处理：通过加热、冷却等方法，改善镁合金的力学性能、韧性和耐蚀性等。
（3）表面处理：对镁合金材料进行氧化、涂层等表面处理，提高其抗腐蚀性。
四、结论。
镁合金研究现状及发展趋势
镁合金研究现状及发展趋势镁合金是一种具有很高应用潜力的轻金属材料，具有低密度、高比强度、良好的机械性能以及优异的导热性能等特点，广泛应用于航空、汽车、电子等领域。
本文将对镁合金研究现状及发展趋势进行分析。
镁合金的研究现状主要表现在以下几个方面：首先，镁合金的合金化研究得到了广泛关注。
镁合金的低强度和低塑性是其在一些领域应用受限的主要原因，因此对镁合金进行合金化改性成为研究的重点。
通过添加合适的合金元素，如锌、铝、锆等，可以有效提高镁合金的强度和塑性，提高其综合性能。
其次，镁合金的热处理研究逐渐深入。
热处理是改变镁合金微观组织和提高其力学性能的重要方法。
目前，研究者们对镁合金的时效处理、固溶处理、稳定化处理等进行了广泛研究，并通过优化热处理工艺，提高了镁合金的强度、塑性和耐腐蚀性能。
此外，镁合金的表面处理研究也受到了广泛关注。
镁合金的表面活性、氧化倾向性和易腐蚀性是其应用受限的主要障碍。
目前，研究者们通过电化学氧化、化学镀、溶液渗硅等方法，改善了镁合金的表面性能，并提高了其耐腐蚀性、耐磨损性以及附着力等性能。
镁合金的发展趋势主要有以下几个方面：首先，镁合金的含量逐渐增加。
由于镁合金的低密度和良好的机械性能，具有很高的轻量化潜力，因此将镁合金应用于航空、汽车等领域，可以有效减轻重量，提高能源利用效率。
其次，镁合金的合金化方法将更加多样化。
目前的镁合金大多采用铸造方法制备，但铸造合金化有一定的局限性，不能满足特殊应用的需求。
因此，未来的研究重点将更加注重新型合金制备方法，如粉末冶金、堆积成形、等离子体喷涂等。
此外，镁合金的结构设计将更加系统化。
随着对镁合金研究的深入，研究者们发现材料的微观组织和结构对其性能具有重要影响。
因此，在今后的研究中，将更加注重镁合金的晶粒尺寸、晶界结构和取向等方面的设计和控制，以进一步提高材料的性能。
综上所述，镁合金的研究现状正朝着合金化、热处理和表面处理等方向深入发展，未来的发展趋势将更加注重轻量化、多样化的合金化方法以及系统化的结构设计。
镁合金的热处理与力学性能研究
镁合金的热处理与力学性能研究镁合金作为一种轻质高强度材料，具有广泛的应用前景。
但是，由于镁合金的低熔点和高固溶度，使得其在加工和使用过程中容易发生晶粒长大、力学性能下降等问题。
因此，研究镁合金的热处理方法以及其对力学性能的影响，对于进一步提高镁合金的应用性能具有重要意义。
一、热处理方法1. 固溶处理固溶处理是对镁合金进行热处理的一种常用方法。
通过在高温下加热镁合金，使其中的合金元素溶解于基体中，然后在适当的速度下冷却，从而达到改善镁合金组织和性能的目的。
2. 时效处理时效处理是指在固溶处理后，将镁合金在适当的温度下保持一段时间，以促进析出相的形成和组织的稳定。
3. 淬火处理淬火处理是通过将加热至高温的镁合金迅速冷却至常温，以改变其组织和性能的方法。
淬火能够使镁合金中的相转变、晶粒细化，并提高材料的强度和硬度。
二、热处理对力学性能的影响1. 强度和硬度的提高热处理能够减少镁合金中的晶界、亚晶界和位错，促使其晶粒细化，从而提高了材料的强度和硬度。
此外，通过合理的热处理方法，还能促使析出相的形成，进一步提高镁合金的力学性能。
2. 可塑性的改善热处理能够改善镁合金的可塑性，降低其断裂韧性，从而增加了材料的加工性能。
通过热处理使镁合金中的晶粒细化和析出相的形成，能够提高材料的成形能力，减少加工过程中的损伤和断裂。
3. 耐腐蚀性能的提升热处理可以减少镁合金中的含氧化物和含气孔，改善材料的表面质量和耐腐蚀性能。
热处理还能够促使形成致密的氧化膜，提高材料的耐蚀性和耐氧化性。
三、热处理工艺优化的研究针对不同类型的镁合金，研究者通过调整热处理工艺参数，优化镁合金的组织和性能。
例如，通过改变固溶处理温度、时效处理时间和淬火速度等工艺参数，可以实现镁合金力学性能的最佳化。
此外，还可以通过引入微合金元素、添加合适的强化相等方法来改善镁合金的力学性能。
研究者们也通过采用不同的热处理方法结合其他表面处理技术，如电沉积、喷涂等，进一步提高镁合金的耐腐蚀性、磨损性和疲劳寿命等。
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Mg-Zn-RE-Zr合金的拉伸力学性能和微观结构的发展文章中将成分为Mg-5.3Zn-1.13Nd-0.51La-0.28Pr-0.79Zr的铸件进行热挤压，并且对挤压比和温度对显微组织和力学性能的影响进行了研究。
结果表明当挤压比从0提高到9的时候铸态合金晶粒变粗大，共晶成分沿着挤出方向拉长。
然而,进一步提高挤压比率对晶粒细化和改善合金的力学性能的影响不大。
动态再结晶是热挤压过程中晶粒细化的主要机制，提高挤压温度导致出现等轴晶粒。
与此同时,力学性能随挤压温度的升高而降低。
目录第1章介绍 (3)第2章试验方法 (4)第3章实验结果 (5)3.1铸态合金显微组织 (5)3.2挤压合金的微观组织演变 (9)3.2.1改变挤压比和温度对微观组织的影响 (9)3.2.2挤压比和挤压温度对力学性能的影响 (12)第4章讨论 (16)第5章.结论 (18)第6章致谢 (20)第1章介绍镁合金因其低密度、高特定的刚度和良好的阻尼能力在汽车和航空工业上吸引了人们的注意[1]。
镁合金可以大致分为含铝合金和无铝合金[2]。
广泛使用镁合金属于Mg-Al系列，比如AZ91和AM60，它们具有良好的铸造性能和较低的成本[3]。
然而,因为他们的机械性能和热稳定性差，这些合金的应用受到了限制[4]。
与Mg-Al系列相比,Mg-Zn系列的合金,比如ZK60系列合金，是具有很大发展潜力的低成本高强度镁合金[5]。
在所有的镁合金中，AZ60具有较好的机械性能，比如室温下或者高温下具有高强度[6]。
然而,它的强度在室温或者高温时候还是低于铝合金。
最近,据报道,添加稀土可以改善ZK60合金的力学性能[7]。
周教授等人研究了稀土元素钕和钇对于ZK60合金的微观结构和力学性能的影响。
钕和钇的结合在动态再结晶过程中对细化晶粒产生了很大的影响。
此外,钕和钇的结合还提高了屈服强度和抗拉强度。
何教授等人的确定了钆元素对ZK60合金显微组织和力学性能的影响。
钆的增加大大减少了时效硬化效果和少量的降低了屈服强度和抗拉强度。
然而,添加钆造成的晶粒细化补偿了部分屈服强度和抗拉强度的损失。
张教授等人[9]指出ZK60合金与铒结合之后改善变形性能,细化了晶粒和显微组织，具有良好的机械性能。
在这项研究中,镁合金准备直接进行冷铸造。
此外,挤压比和温度对合金影响也表现了体现出来。
第2章试验方法表1各元素的百分含量试验中采用高纯度镁(99.95%)、锌(99.99%)和Mg-30Zr。
稀土元素以中间合金形式在760℃下由六氟化硫和二氧化碳充当保护气被添加到金属混合物中[10]。
熔化的合金首先被搅拌并且在730℃之下保温25分钟。
然后将熔融合金液体倒入直径为90毫米和高度为400毫米的圆柱形铸锭内。
该合金的化学组成是由电感耦合等离子体原子发射光谱仪来确定。
合金的成分估计是Mg–5.3Zn–1.1Nd–0.51La–0.2Pr–0.79Zr。
在350℃时一些铸态坯料挤压成棒状，挤压比分别为9，16,25,100。
其他一些铸坯件分别在在温度为250 ℃，300 ℃，350 ℃， 400 ℃和450 ℃时挤压成为直径为12.5毫米的棒材。
每一个挤压样品和模具被涂上一层二硫化钼润滑剂。
所有挤压过程在80毫米每分钟的速度下进行。
这对应于较高的挤出速度为高挤压比。
根据美国材料与实验协会数据，使用显微硬度计配备有金刚石棱锥压头铸态和挤压合金的维氏显微硬度的测量结果[11]，每个硬度值是至少测量10次后的平局值。
室温下采用标准的直径为6毫米高度为50毫米的样品在英斯特朗试验机上进行铸造和挤压合金的机械性能的表征测试[12]。
十字头的速度是2毫米/ 分钟。
采用光学显微镜、电子显微镜和x射线衍射来研究微观组织。
用于光学显微镜和扫描电子显微镜的样品采用碳化硅砂纸和氧化铝悬浮液抛光，接下来用体积分数为4％的硝酸酒精溶液进行腐蚀，用光学显微镜观察组织，同时用配有能谱仪的扫描电子显微镜进行检测，晶粒尺寸使用截距法进行标定。
第3章实验结果3.1铸态合金显微组织XRD分析表明，铸态My-Zn-Nd-Pr-La-Zr合金主要是由α-My和My-Zn相构成，如图（1）。
光学显微镜显示了My-Zn-Re-Zr合金铸态组织晶粒的平均尺寸约为92 um，而且共晶成分在晶界，如图（2）。
这些成更明显的表现在了SEM图像上。
在b图中，用箭头表示了晶粒的颗粒。
表1是My-Zn-Nd-La-Zr合金的EDS 分析数据，字母A到字母C指的是图（2）代表的地区，EDS分析表明镁锌比值为20.04/78.62的镁锌相是高于化学计量比（1/2）的。
在光谱分析中过量的镁含量可以归因于过剩的α-My基体的贡献。
在B区域，Zn原子融入α-My基的浓度约为3.49％，这部分是合金平均Zn含量的66％。
在图（2-b）的EDS分析中表明Nd、La和Pr元素融入了α-My中。
在图（2-b）中指定的化合物C，是由含量为12.98％Nd-6.82％La-3.82％Pr-0.25％Zr的镁锌合金除了美元色和锌元素之外的铸态组织。
图（3）为铸态组织的晶界和晶粒的X射线扫面分析。
如图所示，各个元素额随着晶粒和晶界而变化。
Zn、La、Pr、Nd元素在晶界的浓度要较高。
相比较而言，Zr的浓度晶界内外基本一致。
图（4）为铸态合金的DSC曲线，在曲线中有两个新的吸热峰，实验表明，第一个吸热峰出现温度大约为547℃，它对应于共晶相的溶解温度，第二个峰可以被认为是合金的融化温度。
图（1）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的X射线衍射图图（2）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的金相组织：a、光学显微组织b、扫面电子显微镜照片图（3）WDS扫描图（4）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的DSC曲线图（5）各种挤压比率下的My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金显微组织：a：k=9； b：k=16； c：k=25； d：k=100图（6）350℃挤压比为9时，原始组织被变成小颗粒3.2挤压合金的微观组织演变3.2.1改变挤压比和温度对微观组织的影响图（5）即为不同挤压比下的My-Zn-Re-Zr合金的光学显微照片。
与最初的图（2）中的组织相比，样品的整个机体几乎都结晶了，这表明挤压比为9时候动态再结晶已经完成，如图（5-a）。
然而，微观结构在某种程度上是不均匀的。
再结晶晶粒尺寸有两种，相对粗大的晶粒是10-15um，相对细小的晶粒是4-8um。
当挤压比为16时，细等轴晶粒均匀的分布在组织上，如图（5-b）。
在此之后，随着挤压比的变化，晶粒尺寸变化不大，如图（5-c、d）。
挤压后，晶界附近的原始粒子，被分解为细小颗粒，如图（6）。
表2各元素百分含量图（7）表明在挤压条件下，有与挤压方向平行的挤压线产生。
表2是在挤压比为9和100时对Mg-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的EDS分析。
字母A和B指代的区域如图（7）所示。
EDS分析表明，这些线条主要是My-Zn-Re化合物。
与挤压比为9 的情况相比，挤压比为100时这些纹络更细。
图（8）显示了在整个区域的挤压比与晶粒尺寸的关系。
如图（8）所示，随着挤压比的提高，晶粒尺寸有所下降。
当等效应变大于2.77时，微观晶粒是由细小均匀的颗粒构成。
图（9）显示了不同挤压温度下的光学显微图。
图（10）为每个挤压温度的平均尺寸。
提高挤压温度会导致内层微观组织的变化。
a：当挤压温度为400℃时，晶粒的平均大小有所增加；b：颗粒变得更加等轴。
图7不同挤压比时Mg–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金的SEM分析a：k=9:； b：k=100图8不同挤压比时的晶粒尺寸图9不同挤压温度下镁合金的光学显微照片a：250℃ b：300℃ c：350℃ d：400℃ e：450℃图10挤压温度对晶粒尺寸的影响图11不同挤压比对材料力学性能的影响图12不同挤压比的合金硬度3.2.2挤压比和挤压温度对力学性能的影响图（11）显示了在不同挤压比下My–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金的拉伸力学性能。
结果表明样品的屈服强度和延伸率收到挤压比的影响，这个过程主要分为两个阶段，在第一阶段，随着挤压比的提高拉伸力学性能明显提高。
例如当挤压比从0提高到9的过程中，铸态样品的抗拉强度从169 MPa提高到309 Mpa。
在第二阶段，在高挤压比情况下，合金的力学性能随着随着挤压比的提高略有提高。
图（12）即为铸态和挤压样品随着挤压比改变的函数，硬度和力学性能变化趋势相同，随着挤压比从0增加到9时硬度有所增加。
然而，更高的挤压比导致硬度略有增加。
如图（13）SEM观察显示，不用挤压比时出现的韧性断裂，很多酒窝装或者韧性的撕裂脊可以观察到。
因此，挤压My–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金呈现出良好的延展性。
此外，通过对有问题的表面观察显示，一些颗粒是金属间化合物，如图（14）。
由于含稀土化合物的脆弱特性，拉伸变形过程中的颗粒破碎。
图（15）显示了不同挤压温度下合金的拉伸力学性能。
结果表明，断裂强度和延伸率随着挤压温度的提高而减少。
应该注意的是，随着挤压温度从350℃增加到400℃，合金的抗拉强度，屈服强度和延伸率分别由324Mpa、278Mpa和12％下降到267Mpa、208Mpa和5％。
图（16）显示了挤压比对合金硬度的影响。
当挤压温度从250℃上升至300℃时，合金硬度轻微下降。
然而，进一步提高挤压温度会显著降低合金的硬度。
图（16）表明了不同挤压温度时的断口形貌。
如图（17-a至c），断裂只要由断裂表面和微腔组成，微腔中分布着不均匀的撕裂边缘，然而随着挤压温度的进一步提高，α-My合金和金属件化合物产生了接口，如图（17c-d）。
图13在350℃时不同压缩比下合金的拉伸断裂变形a：k=9； b：k=16； c：k=25； d：k=100图14在350℃挤压比为9时的EDS分析图15不同挤压温度下合金的力学性能图16材料微观硬度和挤压温度的函数a：250℃ b：300℃ c：350℃ d：400℃ e：450℃第4章讨论扫描电镜显微组织观察表明，铸态的Mg–Zn–RE–Zr合金是由α-My和镁锌共晶成分构成，如图（2）。
在凝固过程中，细化的锆晶粒一般是由于包晶凝固。
富锆镁合金首先在富锆处形核，不是所有的富锆颗粒都可以，只有那些远离包晶反应温度的锆合金母相，才能产生这样的形核。
稀土元素，如La、Pr和Nd，以中间合金的形式加入基体。
中间合金的液相线温度低于融融温度，因此，稀土元素能够充分溶解扩散在液相内。
因为My和稀土元素表现出广泛的互溶性，少量的稀土也能溶解在结晶过程中的My晶格内。
不过，大量的稀土元素和溶质原子推动了固液界面前沿的富集。
因此，稀土元素和含锌的金属件化合物在晶界地区形核。
（如图2、3）挤压时，新的细小晶粒形核，表明发生了动态再结晶（如图5）。