在“材料轻量化”的趋势下,镁合金被广泛应用于航天、航空、汽车、医疗和电子等领域。镁合金零件通常用熔炼的方法生产,产生大量烧损,导致成本增加。生成的废渣和有毒气体还污染环境。本文采用固相合成方法制备Mg-Al-Zn-Nd合金,有助于节约资源、保护环境。作为一种稀土镁合金的成形方法,有利于镁工业的可持续发展。本文以最常用的变形镁合金AZ31B屑和铸造镁合金AZ91D屑为原料,利用固相合成的方法分别与Mg-Nd中间合金屑混合制备Mg-Al-Zn-Nd镁合金。具体工艺为先冷压成坯,再热挤成形。研究了合金的成分、组织的演变规律、合金的力学性能及腐蚀行为,讨论了固相合成条件下Mg-Al-Zn-Nd合金的强化机制及耐腐蚀机理。研究了 AZ31B镁合金屑和Mg-Nd中间合金屑在固相合成过程中变形的基本特征。研究结果表明:按含Nd成分2.0wt.%、2.5wt.%、3.0wt.%、3.5wt.%的比例与AZ31B镁合金屑固相合成,含Nd成分为3.0wt.%时的Mg-Al-Zn-Nd合金有较高的综合力学性能,伸长率为3.85%,抗拉强度为235MPa。对含Nd量为3.0wt.%的Mg-Al-Zn-Nd合金进行5道次固相合成,得到成分、组织均匀的Mg-Al-Zn-Nd合金。随着挤压道次的增加,Mg-Nd中间合金屑被挤压得逐渐细小且分散,第5道次后的中间合金颗粒直径在50nm以下,没有被挤碎的合金屑尺寸在0.5μm以下。挤压过程中,挤压流线越来越紊乱、细密,动态再结晶越来越完全,晶粒不断细化,伸长率和抗拉强度同时增大。稀土元素Nd的添加引起晶体结构和合金层错能的改变,提高了镁合金的塑性变形能力。连续的动态再结晶增大了晶界对位错的阻碍作用导致位错无法运动,致使大量的位错在晶界附近塞积。分布在晶界上的细小中间合金颗粒,也促进了位错在晶界附近塞积。在第5道次时,伸长率达到12.01%,抗拉强度达到333MPa,力学性能的增长幅度降低。研究了固溶处理和时效处理对经5道次固相合成Mg-Al-Zn-Nd合金组织和力学性能的影响机制。经分析认为:固溶处理后,β-Mg17Al12相能够溶入到α-Mg基体中,Mg-Nd中间合金颗粒只有半数以上溶入。中间合金颗粒在晶界上分布的不多,2/3以上已经溶入到晶粒内部。以短棒状和针状的Al2Nd化合物和呈颗粒状的AlMn相未溶入α-Mg基体中。经540℃×24h固溶和250℃×16h时效后,断口上分布着细小、弥散的沉淀相Mg12Nd,这些析出相对位错起到钉扎的作用,使位错和滑移能相互作用,从而提高其力学性能,产生较好的时效强化效果。研究了 AZ91D镁合金屑和Mg-Nd中间合金屑按照含Nd成分为3wt.%的比例混合,经5道次固相合成Mg-Al-Zn-Nd合金,分析了固相合成过程中Mg-Nd中间合金屑破碎的规律及强化机理。结果表明:经过5道次的固相合成,大块的Mg-Nd中间合金屑被破碎、咬和、分离成细小颗粒,沿着挤压流线均匀分布,破碎的效果比AZ31B-Nd合金更明显。晶界上呈网状分布的β-Mg17Al12相逐渐被细化,减小了对α-Mg基体的割裂作用。5道次固相合成后的中间合金颗粒呈球状,表面圆滑,与α-Mg基体之间界面结合紧密并呈现共格关系,达到原子级冶金结合。Mg-Nd中间合金小颗粒本身具有较好的塑性,与基体镁有较好的相容性,弹性模量相近,对材料中的界面、缺陷不敏感。当材料受到载荷后不会率先在界面处发生塑性变形,而是首先在镁合金基体处发生塑性变形并吸收大量的能量,界面处的应力被释放或部分释放,载荷被传递到颗粒时,界面不易被破坏,使材料的强度得到提高。研究了固相合成Mg-Al-Zn-Nd镁合金失重腐蚀行为,分析其腐蚀过程及Nd对腐蚀行为的影响机理。采用3.5%浓度的NaCl溶液作为腐蚀溶液,将5道次固相合成的AZ31B-Nd试样与AZ31B铸锭1道次合成试样、AZ31B屑1道次合成试样和5道次固相合成AZ91D-Nd试样进行比较。从中看出:5道次固相合成AZ91D-Nd试样中β-Mg17Al12相较多,晶界腐蚀严重。5道次固相合成AZ31B-Nd镁合金试样的腐蚀速率最小,腐蚀微观形貌具有典型的点蚀特征。稀土 Nd为表面活性元素,能提高基体的电极电位,改善镁合金的耐蚀性。稀土 Nd在腐蚀过程中会形成非常稳定的稀土氧化膜,这些稀土氧化膜会在腐蚀的初期就覆盖在其表面,起到保护层的作用,阻碍了腐蚀向更深的底层扩展。综合分析认为,AZ31B-Nd镁合金固相合成试样的抗腐蚀性能最好。