关键词：
镁合金
稀土元素
晶界偏聚
微观结构
变形机制
摘要：
低合金化镁合金作为现在极具发展潜力的镁合金体系而备受关注。然而,绝对强度低和室温塑性差已成为限制其进一步应用的关键性问题。低合金化镁合金与常见的高合金化镁合金不同,无法单纯依靠时效强化获得理想力学性能。镁合金中的晶粒结构和位错组态是获得高性能的关键,而晶界偏聚是一种可以有效地控制晶粒结构的方法。另外,稀土元素是改善镁合金综合性能的有效合金化元素。本论文主要采用典型轻稀土Sm元素和重稀土Er元素作为主要合金化元素。这两种稀土元素在镁合金中固溶度相差较大,适合于不同性能需求的镁合金设计。例如,Er元素更适合用于设计高塑性镁合金,而Sm元素更适合用于设计强塑性协调镁合金。因此,优选低合金化Mg-Sm、Mg-Er和商用AZ31合金,调控镁合金的晶界偏聚水平,并通过加工工艺和退火工艺控制,有望获得理想微观结构和特定力学性能。最后,通过（准）原位拉伸等手段研究高性能合金的变形机制,阐明晶界偏聚对晶粒结构的控制机理,揭示镁合金性能提升的本质原因。结果表明:
（1）微量Sm元素（0.15 at.%/1 wt.%Sm）添加到镁合金中,可以有效提高镁合金晶界上Zn和Ca的偏聚水平。偏聚水平的提高主要与负的元素间混合焓和多元素混合导致的更小晶界应变能有关。同时,Sm/Zn/Ca元素的共偏聚可以更有效钉扎晶界,从而抑制晶粒长大。经380°C退火30 min后,Mg-2Zn-0.8Mn-0.6Ca-1Sm（wt.%）合金的平均晶粒尺寸仅从2.4μm增加至3.80μm,晶粒长大速率远低于Mg-2Zn-0.8Mn-0.6Ca（wt.%）合金。另外,Sm/Zn/Ca元素的共偏聚在退火过程中更不容易“脱偏聚”,具有更高的热稳定性;这主要与晶粒长大速率和偏聚扩散速率的匹配有关。
（2）通过微量Er元素（0.3 at.%/2 wt.%Er）合金化,可以在中等晶粒尺寸（约8μm）下实现镁合金在室温下的超高塑性（接近50%的延伸率）。一方面,通过滑移痕迹分析发现微量的Er元素和适当的细晶粒可以显著降低非基面滑移和基面滑移的临界分切应力（Critical resolved shear stress,CRSS）比值,从而有助于激活大量非基面位错。这是Mg-2Er（wt.%）合金获得超高塑性的主要原因。通过计算得到柱面滑移和基面滑移之间的CRSS比值约为2.88,锥面I滑移和基面滑移之间的CRSS比值约为12.60,锥面Π滑移和基面滑移之间的CRSS比值约为15.39,明显低于纯镁和大多数镁合金。另一方面,在较低温度下退火的合金表现出更高的断裂延伸率。除了更高比例的低取向差晶界（取向差小于30°）不易开裂外,晶界处较高的Er偏聚水平也是获得高塑性的重要原因。Er的晶界偏聚也将影响内聚能,并有利于激活更多的非基面位错以适应局部应力,从而抑制晶界开裂,最终提高塑性。
（3）多元素复合偏聚具有更强的晶粒长大抑制性,结合这一思想设计了新型Mg-2Sm-0.8Mn-0.6Ca-0.5Zn（wt.%）合金。首先,通过低温低速挤压工艺制备了高强低塑性镁合金,其屈服强度、抗拉强度和室温延伸率分别约为453 MPa、465 MPa和3.2%;该合金的强度高于目前已报道的大部分低合金化镁合金。高强度主要与细小的动态再结晶晶粒（0.72μm）、高密度位错(6.66×1014m-2)以及Mn粒子等沉淀有关;低的塑性主要与位错缠绕和低可动性位错有关。其次,在350°C下退火15 min后,该合金获得了良好的强度和塑性组合,其屈服强度、抗拉强度和室温延伸率分别约为403 MPa、411MPa和15.5%;强塑积由原本的1.49 GPa%增加至6.37 GPa%。强度下降较小的关键在于高的Sm/Zn/Ca元素偏聚有效地抑制退火过程中晶粒长大,此时平均晶粒尺寸约为1.19μm。获得高塑性的关键在于退火过程中的位错密度降低和低可动性的位错转变为新晶界。
（4）通过研究发现晶界偏聚可以在特定情况下（二次热变形或高温退火）制备非均匀晶粒的镁合金,这种非均匀晶粒结构可以获得高的成形性潜力。首先,通过高温退火在Mg-2Sm-0.8Mn-0.6Ca-0.5Zn合金中引入非均匀晶粒,通过二次热变形在商用AZ31合金中引入非均匀晶粒。这是由于晶界偏聚的调控,在较高的驱动力作用下,部分晶粒会优先长大,而其他晶粒尚处于晶界偏聚的抑制下;优先长大的晶粒会吞并周围晶粒,形成大晶粒和小晶粒混合的非均匀晶粒组织。其次,非均匀晶粒间会发生不均匀变形,为适应不均匀应变,几何必须位错在大小晶粒间的晶界处形核产生,进而产生了背应力,提高了合金的加工硬化能力。高的流变应力也有利于激活更多的非基面滑移,进而提升了镁合金的室温塑性。非均匀晶粒Mg-2Sm-0.8Mn-0.6Ca-0.5Zn和AZ31合金均获得了良好的加工硬化和高的延伸率,这意味着
