中文摘要：

一般的强塑性变形技术制备细晶镁合金不仅工艺复杂而且最佳超塑变形速率通常也较低。搅拌摩擦加工（FSP）工艺简单，一步加工即可获得细晶结构的镁合金。另外，FSP材料的高角晶界（晶界错配角>15o）比率高（在镁合金中超过90%），在超塑变形中高角晶界更有利于晶界滑移。本研究采用FSP技术对ZK60和ZK60-Y两种典型镁合金进行加工，通过优化FSP参数、加工工具以及施以适当的冷却条件得到具有高比率高角晶界的细晶镁合金，对其进行超塑性拉伸测试，探讨获得高应变速率超塑性的可能。对变形前后样品的晶粒尺寸、第二相粒子尺寸和分布以及高角晶界比率和分布特征进行分析；并对变形样品的表面形貌和超塑性孔洞尺寸、形态和分布以及晶界滑移对应变的贡献进行分析。通过实验观察和超塑性数据分析确定FSP镁合金的超塑性变形机制并建立超塑性本构方程，阐明晶粒尺寸和第二相粒子尺寸以及晶界特性对细晶镁合金超塑性变形机制的影响规律。

结论摘要：

在400rpm-100mm/min和1600rpm-200下对6 mm厚挤压态ZK60镁合金搅拌摩擦加工，得到了均匀的再结晶晶粒，其以高角度晶界为主。在400rpm的FSP ZK60中，在325 oC和1×10-3 s-1应变速率下，得到了1800%最大延伸率。经超塑性数据分析和表面形貌观察，得出晶界滑移是主要超塑变形机制。FSP ZK60的超塑性变形动力学速度快于异步轧制ZK60。 6mm厚Mg-Zn-Y-Zr在600-1200 rpm宽泛热输入和100mm/min固定焊接速度下搅拌摩擦焊接。搅拌摩擦焊接后，母材粗大的晶粒变为等轴细小的再结晶晶粒，粗大Mg-Zn-Y三元相（W相）被粉碎且弥散分布在基体。随转速增加，焊核区W相颗粒尺寸逐渐变细，但焊核区晶粒尺寸有长大趋势。焊核区硬度远超过母材，最低硬度出现在热影响区。拉伸样品断裂在前进侧热机械影响区，这是由于焊核区与热机械影响区间不均匀的塑性变形和第二相颗粒分布。 对含有W相的6mm厚度挤压态ZK60-Y在800-1600 rpm不同热输入进行搅拌摩擦加工。对不同热输入下加工区微观组织和超塑性能分析。随热输入增加，晶粒尺寸缓慢增加，高角度晶界比例明显增加，超塑变形最佳应变速率逐渐增加。在1600rpm，在450oC和1×10-2 s-1高应变速率下，获得1200%最大延伸率。在1200rpm，在400oC和3×10-2 s-1较高应变速率下，获得1200%最大延伸率。在800rpm，在450oC和1×10-3 s-1应变速率下，获得了450%的最大延伸率。此外，随着旋转速度增加，超塑性变形动力学也显著加快。 挤压态ZK60和ZK60-Y在1600rpm和200mm/min下进行搅拌摩擦加工,导致了等轴晶粒形成，平均晶粒尺寸约为8.5和4.7 μm。搅拌摩擦加工粉碎和溶解了ZK60合金中的MgZn2相，而ZK60-Y中W相未被溶解，被弥散分布。向ZK60添加Y，加工区高角度晶界比例从64%增加到90%，一定量孪晶出现在FSP ZK60-Y合金。对于FSP ZK60-Y，在3×10-3 s-1 最佳应变速率和450 oC下，得到了1200%最大延伸率；对于FSP ZK60，最佳应变速率和最大延伸率均明显下降。这主要是由于Y元素的添加，极大地增加了晶粒热稳定性。晶界滑移是二者的主要变形机制。