Sn3Y5 增強相對軌道交通用鎂合金高溫流變行為影響的研究

中圖分類號：TG111.8 文獻標志碼：A DOI： 10. 19907/j.0490-6756.240332

Effect of Sn₃Y₅ on high temperature flow behaviorof magnesium alloy in rail transit

LIUDong- Yu¹ ， XU Shi-Wei2，QIAN Xiao-Ying3， WEI Qiu-Shi1， YANG Qiu-Rong？， ZENG Ying2 （1.Tianjin Rail Transit Operation Group Company Limited，Tianjin 3Oo392，China;

2.State Key Laboratory of Advanced Design and Manufacturing Technology for Vehicle，Hunan University，

Changsha 41O082，China；3.KeyLaboratoryof Advanced Technologies of Materials，Ministryof Education， SchoolofMa-terial Scienceand Engineering，Southwest Jiaotong University，Chengdu 61Oo31，China）

Abstract： As the lightest metal structural material，magnesium（ .Mg ）alloyhas great application potential in the lightweight field of rail transportation.Its poor elevated-temperature mechanical properties however limit the further wide applications. Sn₃Y₅ phase is characteristic of well-mismatched crystallographic orientation relationships with the Mg matrix and displays second phase strengthening in the process of elevated-temperature deformation，which shows significant effect on the creep resistance of Mg alloy.In the present study，the hot compression experiments，with strain rate 10^-4～10^-1s^-1 ，compression amount 40% and deformation temperature 250～400°C ，were carried out on the pure Mg ，Mg-0. 5Sn₃Y₅ and Mg-2. 0Sn₃Y₅ （wt. % ）casting alloys.The true stress-strain compression curves，constitutive equations and machining diagram according to DMM model were obtained.The results show that increasing the deformation temperature and decreasing the strain rate are beneficial to enhance the dynamic recrystallization of magnesium alloy.At 350～400°C ，highcontent Sn₃Y₅ promotes the dynamic recrystallization in Mg -Sn-Y based alloy.Accordingly，the constitutive equation of Mg-O.5Sn₃Y₅ alloy is obtained as ε=2.786 ×108[sinh（0.02006o）]4.1918exp（—149160/RT）. The plastic processing temperature decreases and strain rate increases with the increase of Sn₃Y₅ content.

Keywords：Mgalloy; Sn₃Y₅ ;Elevated-temperature flowbehavior

1引言

軌道交通是國家關鍵基礎設施和重要基礎產業，對我國經濟社會發展、民生改善和國家安全起著不可替代的全局性支撐作用.我國高鐵的運行速度、運營里程以及運量等多項指標均處于世界領先水平，但在國際鐵路競相研發超高速列車的大環境下，依然面臨著激烈的技術競爭與挑戰．為了進一步提高我國鐵路運輸效率，提升列車運行速度，對高速列車的材料選擇提出了更高的要求，對具有更高強度、更低重量的新型材料的需求更加迫切.

鎂合金是迄今為止最輕的金屬結構材料，密度僅約 1.7g/cm³ ，是鋁合金的 2/3 ，阻尼減震性好，比阻尼系數可以達到 60% ，在相同載荷下，鎂合金的減震性是鋁的100倍，是所有金屬材料中阻尼減震最好的結構材料[1.2].鎂的晶體結構為密排六方，獨立滑移系較少[3]，并且在變形時容易產生織構，具有明顯的拉壓不對稱性，導致其成型能力較差，嚴重影響實際應用.隨著研究人員不斷地努力，開發了許多新型鎂合金材料，改進了鎂合金的成型工藝，不斷地克服鎂合金在實際應用過程中的缺陷，提高鎂合金性能．但是，較差的高溫力學性能依然阻礙鎂合金的進一步發展.高溫下，鎂合金的強度和抗蠕變性能大大降低[4，5]，使其難以用作儀器設備的關鍵部件，獲得更廣泛的使用空間.各國均開始研究和發展耐熱性良好的鎂合金材料，希望在盡量低的成本下提高鎂合金的高溫性能，研究表明，鎂合金的高溫變形機制主要為晶粒內位錯運動和晶界滑移[6.所以，開發耐熱鎂合金應該遵循的主要原則為盡量阻礙位錯在晶粒內運動以及限制晶界滑移.綜合運用基體的固溶強化、時效強化和彌散強化機制，促使鎂合金形成復合強化機制，是研究和開發耐熱鎂合金的重要途徑[7.8]

目前，已開發出多種牌號的Mg-Al系和MgZn系鎂合金，但是還是未能徹底解決鎂合金高溫強度不夠高，抗蠕變性能較差等缺點.研究表明，可以采用添加合金元素來優化析出相的本質特征（原子結構、形貌、熔點和高溫穩定性），依據第二相強化理論來提升其耐熱性能[9-11].Sn元素在鎂基體中具有很高的固溶度，在凝固過程中，固溶量隨著溫度降低顯著減少，而且 Sn 與 Mg 極易形成高熔點 （770^°C） 的第二相 Mg₂Sn^[12，13] ，可以顯著改善合金的綜合力學性能，使得 Mg-Sn 基鎂合金被認為是具有開發潛力的新型耐熱鎂合金之一.另一方面，在鎂合金中添加稀土（RE）元素，能優化合金各種性能．所以，稀土元素（RE）已經開始成為Mg-Sn基耐熱鎂合金主要添加的合金元素.有大量的文獻[14-16報道，Y作為在鎂合金中添加最多的稀土元素，可以細化晶粒，弱化基面織構，在不犧牲太多塑性的同時大幅提高合金室溫以及高溫強度．根據Sn-Y二元合金相圖可以發現， Sn₃Y₅ 、Sn₁₀Y₁₁ 和 Sn₄Y₅ 等都是高熔點的合金化合物，其中Sn₃Y₅ 的熔點高達 1940^°C ，具有優良的高溫穩定性.

因此， Mg-Sn-Y 合金作為新型耐熱鎂合金已引發研究人員的廣泛關注.Gorny等[1在研究向Mg-Zn-Sn 合金中添加Y和Sb的微觀組織時，發現合金中的 MgSnY 三元相，在高溫條件下依然穩定存在．文中指出， Sn₃Y₅，Mg₂₄Y₅ 和 MgSnY 等高溫穩定相的釘扎作用使合金高溫力學性能顯著提高.Zhao等[18]研究了擠壓 Mg-Sn-Y 合金的微觀組織和力學性能，隨著Y含量的增加， Mg-1.0Sn-rY （at. %） 中第二相種類分布趨勢為： MgSnY（x= （20號 1.5）MgSnY+Sn₃Y₅ ？ ?-3.0. Sn₃Y₅ （ ?x= 3.5）.相對于另外兩種合金， Mg-1.0Sn-3.0Y （at. % ）的室溫屈服和抗拉強度增加 50% 左右，但是延伸率卻降低 200% 左右.Muthuraja[19]等通過熱力學計算推測 Mg-Sn-Y 合金中富鎂區的第二相成分，并通過試驗驗證了計算結果，最終獲得 Mg. Sn-Y合金的等溫截面相圖.Wang等[20]研究了 Mg.

0.4Sn-xY（x=0，0.7，2.0wt.%） 合金的微觀組織結構、織構分布情況和力學性能， Mg-0.4Sn-0.7Y 合金在經過擠壓變形和熱處理后，表現出優異的綜合力學性能，但是隨著Y含量的增加，逐漸形成粗大的 Sn₃Y₅ 和 MgSnY 相，導致材料塑性能力變差.

然而，Mg-Sn-RE耐熱鎂合金研究工作起步較晚，且 Mg-Sn-Y 作為新型的耐熱鎂合金，其高溫變形演化規律還尚不明確.本文基于合金第二相強化理論，通過等溫試樣壓縮實驗獲得Mg、Mg-0.5%Sn₃Y₅.Mg-2% （20 Sn₃Y₅ （wt. % ）的真應力應變曲線，對比分析含不同 Sn₃Y₅ 的鎂合金在不同變形條件（溫度、變形速率）下的流變應力演變規律，建立該合金在變形條件范圍內的流變應力應變本構方程，即建立本構方程，橫向對比分析 Sn₃Y₅ 含量對鎂合金力學性能的影響.利用加工圖，縱向對比分析不同的 Sn₃Y₅ 含量和加工參數對鎂合金力學性能的影響，為開發高性能的 Mg-Sn-Y 耐熱鎂合金提供理論基礎和實驗參考．

2實驗

2.1 合金制備

首先使用工業純錫（99.90wt. % ）和純釔（99.90wt. % ）在高溫電弧爐中，按照成分設計熔煉獲得若干個 Sn₃Y₅ 鑄塊，每個鑄塊的質量約為20g ，由于鑄塊致密度不高，用力錘擊很容易破碎，隨后可以把鑄塊進一步研磨成粒徑大小在 10μm 左右的 Sn₃Y₅ 粉末.本試驗所用的 Mg-Sn-Y 合金是使用工業純鎂（99.99wt. % 和 Sn₃Y₅ 粉末（粒徑10μm） 在井式電阻爐中按設計成分配制熔煉而成.熔煉時，為了使 Sn₃Y₅ 粉末均勻分布在熔體中，首先將純鎂錠經機械加工成若干個多孔立方塊.鎂塊尺寸大小為：長 30mm ，寬 30mm ，高 20mm 任選長和寬所在兩個平面中的一個面鉆100個孔，要求孔均勻分布，孔直徑為 1mm ，孔深為 18mm 然后根據熔煉用量準確稱量鎂塊和 Sn₃Y₅ 粉末，精確到 0.01g ，將 Sn₃Y₅ 粉末置于孔中，再將含有Sn₃Y₅ 粉末的鎂塊放入坩堝，待爐溫升至 350^°C 后，通入混合保護氣體 （1000mL/minCO₂+20mL/ min .最后待鎂塊完全熔融后，并且熔體溫度達到 740^°C 時開始攪拌撈渣.澆注溫度控制在700～720^°C 范圍內，冷卻方式為空冷.分別得到含0、0.5wt. % 和2wt. % Sn₃Y₅ 的鎂鑄錠，直徑為

20mm ，質量在 100g 左右.將合金鑄錠在 500^°C 下進行 ^10h 的均勻化處理.

2.2 熱壓縮

本文壓縮試驗在CMT5504-5105系列電子萬能試驗機上完成．試驗機最大試驗力為 100KN 橫梁速度調節范圍： 0.001～500mm/min ；最大試驗溫度為 900^°C .高溫壓縮試樣為圓柱狀，直徑為10.0mm ，高度為 15.0mm .熱壓縮試驗參數選用0.001～0.1s^-1 的速率范圍以及 250～400^°C 的溫度范圍.

3 結果與討論

3.1 Sn₃Y₅ 對鎂合金高溫流變行為的影響

圖1為不同應變速率及溫度下 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金熱壓縮變形的真應力-應變曲線.從圖1中可以看出，在所有變形條件下合金的應力-應變曲線均呈現出明顯的動態再結晶特征.結合鎂合金層錯能較低和動態再結晶特征可知， Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金熱壓縮變形曲線主要是由于合金熱壓縮過程中加工硬化所帶來的硬化效果與動態再結晶所帶來的軟化效果相互抵消、競爭并最終達到相對穩定平衡的結果所致[21].因為，對于鎂合金的密排六方結構來說，其獨立滑移系較少.在鎂合金壓縮變形的最初階段，圓柱試樣整體變形量小，可開動位錯少并且位錯滑移受到阻礙，造成位錯大量塞積，導致其位錯密度迅速增加.而加工硬化效果與位錯密度成正比，所以加工硬化效果異常明顯[22].當變形量達到某一節點時即臨界變形量，對于鎂合金這種層錯能較低的合金來說，材料內易發生動態再結晶23.進而由于動態再結晶晶粒的不斷形核與長大，由此所帶來的軟化作用逐漸加強，流變應力-應變曲線斜率逐漸降低，隨著變形量繼續增大，動態再結晶所帶來的軟化效果大于加工硬化的效果時，曲線便達到峰值24.另外，位錯滑移驅動力也跟著變形量的增大而提高，進而可開動位錯數量也跟著驅動力的增大而增加，進一步增強了軟化作用所起的效果.隨著變形量的繼續增大，動態再結晶所帶來的軟化效果起到決定性作用，流變應力-應變曲線由此下降.當變形量繼續增大，加工硬化所帶來的硬化效果與動態再結晶所帶來的軟化效果達到動態平衡時，合金達到穩態流變狀態．因數據過多這里僅選 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金進行分析，并且從后文也可以發現純 Mg 和 Mg.

2.0Sn₃Y₅ 合金的真應力-應變曲線，其特征規律與Mg-0. 5Sn₃Y₅ 合金和曲線一致．

此外，通過合金應力-應變曲線也可看出，在圖1a～ 圖1d中，相同的應變速率下，流變應力和峰值應力 σ 隨溫度的升高而降低，達到峰值應力時的應變也降低，說明隨著變形溫度的增加，動態再結晶程度作用增強.這是由于溫度升高，合金中原子熱振動及擴散速率增加，位錯滑移、攀移、交滑移及位錯節點容易脫錨，動態再結晶形核率增加，同時晶界遷移能力增強，動態再結晶容易發生[25，26].在圖1e～圖1h中，在變形溫度一定的情況下，曲線的流變應力和峰值應力 σ 隨應變速率的降低而降低，達到峰值應力時的應變也降低，說明隨著應變速率的降低，動態再結晶的軟化作用增強．這是因為應變速率變小，變形時產生的加工硬化效果減弱，并且變形的時間變長，位錯可以充分地進行重組，也會使動態再結晶的效果增強，從而提升軟化效果.

圖2為 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金和純Mg在同一應變速率，不同變形溫度下真應力-應變曲線.可以看出，在 10^-1s^-1，10^-2s^-1，10^-3s^-1 應變速率和 250^°C 下，純 Mg 的流變應力峰值低于 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金，而在 10^-4s^-1 和 250^°C 下，純Mg的流變應力峰值高于 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金.說明在同一應變速率下峰值應力的大小并不僅僅取決于Mg合金中Sn₃Y₅ 的含量，還和溫度有關.此實驗中， Sn₃Y₅ 的含量、應變速率和變形溫度共同決定峰值應力的大小．在 10^-1s^-1，10^-2s^-1，10^-3s^-1，10^-4s^-1 和300^°C，350^°C，400^°C^- 下，總是純 Mg 的流變應力峰值高于 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金，結合上文分析，峰值應力的大小與曲線的高度可以反映 Mg 合金的動態再結晶作用的程度.說明在較高溫度（ 300～ 400^°C） ，純 Mg 的動態再結晶的軟化作用不如 Mg. （24號0.5Sn₃Y₅ 合金.

圖3展示了Mg-2. 0Sn₃Y₅ 合金在不同應變速率和溫度下的真應力應變曲線.在變形溫度 250～ 400^°C 和應變速率 10^-4s^-1～10^-1s^-1 范圍內， Mg. 2.0Sn₃Y₅ 合金的動態再結晶的軟化作用不如 Mg. 0.5Sn₃Y₅ 合金，但是基本上比純 Mg 強.在較低溫度下 （250～300^°C） ，動態再結晶效果隨 Sn₃Y₅ 含量的提高并不是正比關系，在有的溫度下， Mg- 2.0Sn₃Y₅ 的合金動態再結晶效果反而變差.當溫度較高 （350～400^°C） 時，動態再結晶效果隨 Sn₃Y₅ 含量的提高總是增強．總而言之，在所有應變速率范圍內， Mg-2.0Sn₃Y₅ 合金和 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金250^°C 的曲線均距離其他3個溫度的曲線較遠，可以認為在室溫到 250^°C 溫度范圍內， Mg 合金的動態再結晶作用很不明顯：當溫度較高 （350～ 時， Mg 合金的動態再結晶作用顯著增強[25].

3.2合金流變應力-應變本構方程

金屬材料的本構方程，可以從宏觀上反應材料在一定的變形條件下，應力和應變的關系.本構方程也可以看作是金屬材料在熱變形過程中，材料的應力 σ 、應變、應變速率ε和變形溫度 T 等參數之間存在的數學關系[27].金屬材料在熱變形過程中發生的塑性變形，是內部組織演變，伴隨著硬化和軟化相互作用的綜合結果，針對不同的材料和變形情況，提出了不同的本構模型，通常而言在低應力水平（ aσlt;0.8） 時，這三者關系滿足：

而在高應力水平 （aσgt;1.2） 時，三者關系則滿足式（2）.

根據SELLARS和TEGART進一步提出采用雙曲正弦形式修正Arrhenius公式來描述材料高溫變形時三者之間的關系[28]：

式中， 和 β 均是常數，且與溫度無關； R 為摩爾氣體常數， 8.314J/（mol?K）;T 為絕對溫度， K;n 為應力指數； Q 為變形表觀激活能（單位： J/mol） ; Z 為Zener-Hollomon參數；ε為應變速率（單位： s^-1） ： σ 為流變應力（單位： MPa） ．一般情況下， α，β 和 n₁ 之間滿足 α=β/n₁

采用合金不同熱加工變形條件下的峰值應力，獲得不同熱壓縮變形條件下峰值應力的對數與應變速率的對數之間的線性關系和峰值應力與應變速率的對數之間的線性關系，結果如圖4所示．

對式（1）和式（2）兩邊分別取自然對數，得到式（4）：

隨后，對圖4中數據通過線性擬合得到相應指數．在低應力水平下，選取 350^°C 和 400^°C 兩條擬合曲線，averageslope分別為 0.17506，0.21202 ，計算指數

0.21202）/2]=5.1669

在高應力水平下，選取 250^°C 和 300^°C 兩條擬合曲線，計算系數

7.9528）/2=0.10366

進而，求得參數

α=β/n₁=0.02006MPa^-1

將以上求得的數據代入，可得 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金的變形激活能

4.1918×8.314×4280=149160J/mol 其中，對式（3）兩邊取自然對數可得式（5）：

可以看出， 1與 成線性關系，其斜率即為應力指數 n 的倒數．圖5所示即為峰值應力與應變速率之間的雙曲正弦關系圖，其中 α 值取本實驗中所求的 0.02006MPa^-1 .通過Origin線性擬合可以看出，兩者之間符合線性關系，計算可得不同溫度下應力指數的平均值 n=1/0.238 56= 4.1918.

通過Zener-Hollomon參數（Z-H參數）的定義可知，變形激活能 Q 的大小在很小的溫度變化范圍內并且應變速率保持不變的情況下保持不變，故對式（3）取自然對數得式（6）：

根據實驗數據繪制的 1- T^′ 之間的關系曲線如圖5所示．經數據線性擬合可得B^′=Q/（1000nR）=6.0273 ，其中， n 為上文所求的應力指數平均值 4.918，R 是氣體常數8.314.將以上求得的數據代入，可得合金的變形激活能如下式.

4.1918×8.314×4280=149160J/mol 另外，對式（3）進行自然對數變換可得式（7）：

其中， Z 參數 通常用于計算和討論峰值應力與不同變形條件（溫度、應變速率）之間的關系，兩者關系如圖5所示，設定應力指數n=4.918 ，用Origin對圖5中的數據進行線性擬合， 為曲線在 Y 軸上的截距，讀取數據可得ln A=16.217 6 ，據此，通過代數運算可求得 A=

2.786×10⁸s^-1

由以上分析可知，式（3）中所有材料常數Q、T，A，α，n 均可由實驗數據擬合計算得出，因此用來描述 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金熱壓縮變形過程中應力-應變曲線變化的本構方程可表示為

（204號exp（—149160/RT）

同理，可算出另外兩種材料的本構方程如下：

（1）純 Mg

（20

（2）Mg-0.5% Sn₃Y₅ 合金：

（20 exp（—174908/RT）

通過對比變形激活能 Q 值，來分析3種材料的動態再結晶作用.根據熱變形激活能 Q 值的定義，其代表原子躍遷需要克服的能壘值，熱變形激活能的大小，同時 Q 值也是動態再結晶激活能，反映材料熱變形時發生動態再結晶的難易程度，決定動態再結晶發生的臨界條件[29].熱變形激活能數值越小，材料在加工過程中變形抗力越小，易發生動態再結晶，具有良好的加工性能[30].在應變速率和變形溫度一定時， Q 值的大小可以一定程度反映動態再結晶程度.因為動態再結晶的形核和長大是一個位錯減少的過程.要使變形繼續，就要產生新的位錯源，這就導致了變形激活能的增加.所以速率和溫度一定時， Q 值越大，反映動態再結晶的程度越強，從圖6中可以分析，應變速率一定時，在較高溫度下（ 350^°C） ！ Sn₃Y₅ 的含量越高，變形激活能 Q 值越大，反映動態再結晶作用越強，得出和真應力-應變曲線分析中一樣的結論.

3.3 Sn₃Y₅ 對鎂合金加工性能的影響

動態材料模型加工圖可作為鎂合金塑性變形工藝設計和優化的有力工具，借助加工圖不僅能給出加工過程中應避免的不穩定流變區域，而且可獲得適宜塑性加工的溫度區間和應變速率區間[31-33].根據熱加工圖可以研究鎂合金的高溫壓縮特征，根據加工圖的熱加工工藝制定鎂合金棒材的軋制工藝.一般情況下應選擇多個應變做加工圖，這里只是比較不同材料的可加工性能，我們統一選擇真應變為0.25時的數據做加工圖.因為真應力-應變曲線中，真應變為0.25時，材料大都處于穩定流變狀態，此時的數據準確度更高，.本文根據Prasad和Gegel等提出的動態材料模型[34]（DMM）構造合金熱加工圖，研究 Sn₃Y₅ 的添加對Mg 合金可加工性的影響.

圖7所示的加工圖中陰影區為流變失穩區，其他區域為安全加工區．從圖7可以看出，Mg-2.0Sn₃Y₅ 合金流變失穩區分布在變形溫度 320～ 400^°C 之間，以及 250～260°C 區域之間，應變速率10^-4s^-1～10^-3s^-1 之間，表明合金在該工藝參數范圍內加工難度較大.等值線上的數值表示 值， 值越高的區域，表示材料對應的加工性能越好．因此 Mg-2.0Sn₃Y₅ 合金熱加工變形區為變形溫度260～320^°C ，應變速率 10^-2s^-1～10^-1s^-1 之間.同樣可以分析 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金在變形溫度 260～ 380^°C 之間，應變速率 10^-2s^-1～10^-1s^-1 之間，合金在該工藝參數范圍內加工難度較大，合金熱加工變形區為變形溫度 280～350^°C ，應變速率 10^-4 s^-1～10^-3s^-1 之間，純Mg在變形溫度 250～400°C 之間，應變速率 10^-2s^-1～10^-1s^-1 以及 10^-4s^-1～10^-3s^-1 之間，合金在該工藝參數范圍內加工難度較大，合金熱加工變形區為變形溫度 300～360^°C 應變速率在 10^-4s^-1～10^-3s^-1 之間．對比純 ΔMg 、Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金及 Mg-2.0Sn₃Y₅ 合金在真應變為0.25（此時流變應力基本穩定）時的加工圖可以發現，純 Mg 的熱加工變形區面積最小， Mg. （204號2.0Sn₃Y₅ 合金的最熱加工變形區面積最大，說明隨著 Sn₃Y₅ 含量的提高，最熱加工變形區面積變大，即適宜塑性加工的溫度區間和應變速率區間變大．并且隨著 Sn₃Y₅ 含量的提高，熱加工變形區向低溫和高速率方向移動.說明隨著 Sn₃Y₅ 含量的提高，適宜塑性加工的溫度降低，適宜塑性加工應變速率增大.這可能是由于 Sn₃Y₅ 顆粒可作為動態再結晶過程中抑制形核核心且作為第二相顆粒阻礙位錯運動[35.36]，因此即使在低溫或高應變速率下，Sn₃Y₅ 顆粒周圍儲存足夠高的位錯密度，從而促進激發動態再結晶.

4結論

本文基于熱壓縮實驗，得到不同擠壓狀態下的真應力-應變曲線，并進行對比分析不同 Sn₃Y₅ 含量對 Mg 合金高溫流變行為的影響，得到純 Mg 、Mg-2. 0Sn₃Y₅ 合金與 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金的加工圖，對比分析 Sn₃Y₅ 含量對 Mg 合金加工參數的影響，建立了純 Mg，Mg-2.0Sn₃Y₅ 合金與 Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金的本構方程，主要結論如下：（1）在 Mg-Sn₃Y₅ 合金中，變形溫度范圍 250～400^°C） 和應變速率范圍 （10^-4s^-1～10^-1s^-1） 內，變形溫度的增加和應變速率的降低可以增強合金的動態再結晶作用，使其軟化作用增強.（2）在較低溫度下（ 250～ 300^°C） ， Mg-Sn-Y 基合金中 Sn₃Y₅ 的含量與動態再結晶作用程度不線性相關.在較高溫度下（ 350～ 400^°C） ， Mg-Sn-Y 基合金中 Sn₃Y₅ 的含量越高，動態再結晶作用越強.（3）在 Mg-Sn₃Y₅ 合金中，變形溫度范圍 （250～400^°C） 和應變速率范圍（ 10^-4 s^-1～10^-1s^-1） 內，隨著 Sn₃Y₅ 含量的提高，適宜塑性加工的溫度區間和應變速率區間變大.并且適宜塑性加工的溫度降低，適宜塑性加工應變速率增大.（4）通過對鎂合金熱壓縮變形行為的研究，采用擬合系列曲線得出Sellars和Tagert提出的雙曲正弦式Arrhenius本構方程，其中， Mg-0.5Sn₃Y₅ 合金為： ]4. 1918 exp（-149160/RT ；純 ΔMg ε=1.608×10⁸[sinh 0.02124σ）]^4.9875exp（-135568/RT）;Mg-2.0Sn₃Y₅ 合金： ]5.1198 exp（-174908/RT ）

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（責任編輯：伍少梅）