摘要
镁锂合金是世界上最轻的结构金属材料，兼具优异的电磁屏蔽和阻尼性能，成为航空航天、汽车、3C电子、医疗器械等领域最理想且极具潜力的结构材料之一。然而强度较低是目前制约镁锂合金大规模应用的重要因素。通过合金成分设计并结合不同轧制变形工艺可引入固溶强化、沉淀强化和加工硬化等强化机制，进而提升镁锂合金强度，对开发新型高强镁锂合金具有重要意义。 本文探究了当Zn添加超过6wt.％时，对β相镁锂合金组织和性能的影响。Zn含量为9wt.％时，Zn以纳米B2相的形式存在于晶粒内部。B2相与基体具有良好的半共格关系，通过共格强化、模量强化和有序强化使Mg-13Li-9Zn的压缩屈服强度(YS)由60MPa增加至300MPa。当Zn含量增加至15wt.％时，纳米B2相转变为粗大的L12型MgLi2Zn相，使合金压缩YS降低至205MPa。当Zn进一步增加至22wt.％时，MgLi2Zn相转变为无序的MgLiZn相，且尺寸进一步增加。Mg-13Li-22Zn合金的压缩YS为225MPa。由于晶界处粗大的第二相削弱了晶界的结合能力，导致了铸态Mg-13Li-9Zn,Mg-13Li-15Zn和Mg-13Li-22Zn合金在拉伸过程中均表现为脆性沿晶断裂。 Mg-13Li-15Zn和Mg-13Li-22Zn经过淬火处理后，在基体中产生了弥散分布的纳米调幅分解区，且其尺寸随着Zn含量的增加而降低。在固溶强化和调幅分解强化的共同作用下，两者的硬度分别提升至115HV和125HV。两种淬火态合金均表现出自然时效硬化行为。淬火态Mg-13Li-15Zn在室温下放置175h后达到时效峰值。Zn含量的增加改善了合金的时效动力学，使淬火态Mg-13Li-22Zn的时效峰值时间缩短至140h,且峰时效硬度是Mg-13Li-15Zn峰时效硬度的1.1倍。两种合金的自然时效硬化行为均与纳米B2相的析出和长大有关。 铸态Mg-13Li-9Zn进行多道次热轧后(multi-passhotrolling，M-HR),发生了完全动态再结晶，再结晶晶粒尺寸约为4μm,拉伸YS为280MPa,并使脆性沿晶断裂转变为韧性断裂，且延伸率(EL)增加至22％。为了缩短轧制时间，随后对铸态Mg-13Li-9Zn进行了单道次大应变轧制(single-passlargestrainrolling，S-LSR)，进一步将再结晶晶粒细化至400nm,并抑制了B2相的过度长大，从而使合金的拉伸YS进一步提升至307MPa,但是EL降低至14％。断裂方式为韧-脆混合断裂。 进一步对铸态Mg-13Li-9Zn进行淬火和退火处理后，合金的晶界和晶内第二相回溶到基体中，获得了晶界纯净的过饱和固溶组织，因此提升了合金塑性。通过室温多道次小变形量轧制(multi-passrollingwithsmalldeformation，M-SDR)后。合金中重新动态析出了纳米B2相和纳米α-Mg晶粒，两者共同作用使合金的拉伸YS提升至380MPa。断裂方式为韧-脆混合断裂。 为了避免铸态β相镁锂合金形成粗大柱状晶组织，造成应力集中。使用在β-Li中具有低固溶度的Sn元素对Mg-13Li进行合金化。结果表明，Sn可使铸态β相镁锂合金发生柱状晶向等轴晶转变，且晶粒尺寸随着Sn的增加而降低。共晶相的体积分数随着Sn的增加而增加，并且可以促进不连续动态再结晶的发生。铸态Mg-13Li-(2,4,6)Sn的抗拉强度(UTS)分别为109MPa、114MPa和120MPa。 随后降低Li含量至8wt.％,通过引入α/β相界面缓解粗大晶粒应力集中现象。并探究了Sn和Zn元素对Mg-8Li合金组织和性能的影响。Sn元素可以增加α-Mg降低β-Li的体积分数，进而提升强度，铸态Mg-8Li-(2,4)Sn的UTS分别为116MPa和137MPa。Zn元素可细化α-Mg,并增加其体积分数。铸态Mg-8Li-(4,9)Zn的UTS分别为133MPa和154MPa。Mg-8Li-4Zn合金经过轧制后，在α-Mg中引入了大量尺寸为0.8μm的孪晶，且β-Li发生了动态再结晶，因此合金UTS提升至265MPa。Sn元素使孪晶进一步细化至240nm,且促进B2相在β-Li中形核。因此轧制态Mg-8Li-4Zn-4Sn合金的UTS进一步提升至312MPa。 Zn元素对淬火态Mg-8Li-9Zn具有β相稳定元素的作用。淬火后，β-Li中Zn元素的浓度由5.5wt.％增加至11.9wt.％，而α-Mg中Zn元素的浓度保持不变。由于两相中Zn元素浓度的差异，导致淬火态合金中β-Li体积分数由45％增加至70％。淬火态Mg-8Li-9Zn中β-Li的微观结构与铸态Mg-13Li-9Zn一致，均具有大量弥散分布的纳米B2相。因此淬火态Mg-8Li-9Zn合金的压缩YS高达400MPa。
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