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According to the different introduc
According to the different introduction times in the deformation process and the different purposes of the heat treatment process, heat treatment can be divided into intermediate thermo-mechanical treatment (ITMT) and final thermo-mechanical treatment (FTMT). In the ITMT process, the precipitated phases exist as auxiliary phase particles. These precipitated phases can be used as recrystallization inhibitors to pin the grain boundaries, or play a core role in particle induced recrystallization nucleation [12,14–16]. In the FTMT process, the precipitated phase exists as a strengthening phase, directly participating in the aging strengthening behavior, and improving the mechanical properties of the deformed alloy [6,12]. Yang et al. [12] investigated the microstructure evolution and mechanical properties of an AZ91 alloy processed by equal channel angular pressing (ECAP) combined with prior and post aging treatment. Both the strength and ductility of AZ91 alloy were enhanced and flexibly managed through ECAP with a combination of prior or post aging treatment. The prior aging treatment process was benefited for the occurrence of dynamic recrystallization (DRX) during subsequent ECAP pro cessing, and post aging treatment was beneficial for improving the yield strength (YS). Jung et al. [15] reported that the tensile strength and ductility of an AZ80 alloy were improved simultaneously by aging prior to extrusion treatment compared to those of a directly extruded alloy. The enhanced strength was attributed to the reduced grain size and increased fraction of precipitates. Due to the accu mulation of a large number of dislocations around the dispersed large-size particles, a local deformation zone is formed, which re sults in a significant increase in the storage energy. Therefore, re crystallized grains preferentially nucleate in these large particles and their surroundings, thereby promoting dynamic recrystallization (DRX) behavior. For dispersed small-sized particles, these particles slow down the recrystallization speed by applying resistance to the grain boundaries or sub-grain migration, have a certain pinning ef fect on the grain boundaries, and restrict and hinder grain boundary migration. To a certain extent, the growth of recrystallized grains is restricted. Under the joint action of large and small particles, re crystallization and grain refinement can be achieved at the same time. However, the plasticity of Mg alloys, especially rare earth (RE) Mg alloys is very poor, and the ingot cannot be directly used as a high bearing component after machining as a blank to face a harsh service environment. At present, the plastic processing of ingots and en hancing the mechanical properties of alloys by improving the mi crostructure of Mg alloy have become an effective means of strengthening and toughening. General plastic processing tech nology due to the small amount of deformation generated during the deformation process, and the limited ability to refine the grains, often cannot meet the high-performance requirements for Mg alloy components. At the same time, traditional plastic processing tech nology will also have the problems of an uneven deformed micro structure and obvious anisotropy. Therefore, severe plastic deformation (SPD) methods, such as equal channel angular pressing (ECAP) [5,17,18], accumulative roll bonding (ARB) [19,20], cyclic ex trusion compression(CEC) [21,22], high-pressure torsion (HPT) [23,24], multi-directional forging (MDF) [25,26] and other technol ogies have been widely used to effectively refine grains, improve the mechanical properties of RE Mg alloys and eliminate anisotropy. Among these SPD methods, MDF technology is favored by scholars due to its relatively simple mold and low cost. Compared with the as-cast billet, the mechanical properties of the alloy after multiple deformation passes and MDF are significantly improved. However, the existing technology increases the number of deformation passes and obtains a larger accumulated strain to improve the UTS and YS of the deformed alloy at room temperature (RT). Jiang et al. [27] conducted isothermal MDF deformation at 300 °C on the as-cast AZ61 Mg alloy. The results showed that with the increase of the deformation passes, the grain size of the alloy was refined from 320 µm in the initial state to 3.7 µm after 180 passes, and the YS and UTS of the alloy increased from 169 MPa and 224 MPa in the initial state to 245 MPa and 265 MPa after 180 passes, respectively. Nie et al. [28] studied an as-cast AZ91 Mg alloy at 350 °C via isothermal MDF, and the results showed that the grain size of the alloy was reduced from 175 µm in the as-cast state to 7.2 µm after 6 passes. After 3 passes, the alloy obtained the highest YS of 158 MPa and UTS of 235 MPa, which were approximately 140% and 95.8% higher than that of the as-cast alloy, and the elongation was also doubled. However, in the actual production process, as the deformation passes increa
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根据变形过程中引入时间的不同和热处理工艺目的的不同，热处理可分为中间热机械处理（ITMT）和最终热机械处理（FTMT）。在 ITMT 过程中，沉淀相作为辅助相颗粒存在。这些沉淀相可用作再结晶抑制剂以固定晶界，或在颗粒诱导的再结晶成核中起核心作用[12,14-16]。在FTMT过程中，析出相作为强化相存在，直接参与时效强化行为，提高变形合金的力学性能[6,12]。杨等人。[12] 研究了通过等通道角压制 (ECAP) 结合前后时效处理处理的 AZ91 合金的微观结构演变和机械性能。AZ91 合金的强度和延展性都通过 ECAP 结合时效处理前后得到增强和灵活管理。前期时效处理有利于后续ECAP加工过程中动态再结晶（DRX）的发生，后期时效处理有利于提高屈服强度（YS）。荣格等人。[15] 报道说，与直接挤压合金相比，AZ80 合金的拉伸强度和延展性在挤压处理前通过时效同时得到改善。增强的强度归因于减小的晶粒尺寸和增加的析出物分数。由于分散的大尺寸颗粒周围大量位错堆积，形成局部变形区，导致储能显着增加。因此，再结晶晶粒优先在这些大颗粒及其周围成核，从而促进动态再结晶（DRX）行为。对于分散的小尺寸颗粒，这些颗粒通过对晶界施加阻力或亚晶迁移来减缓再结晶速度，对晶界有一定的钉扎作用，限制和阻碍晶界迁移。在一定程度上限制了再结晶晶粒的生长。在大小颗粒的共同作用下，可以同时实现再结晶和晶粒细化。然而，镁合金，特别是稀土（RE）镁合金的塑性很差，锭作为坯料加工后不能直接用作高承载构件，以面对恶劣的使用环境。目前，铸锭的塑性加工和通过改善镁合金的微观组织来提高合金的力学性能已成为强化和增韧的有效手段。一般的塑性加工技术由于变形过程中产生的变形量小，细化晶粒的能力有限，往往不能满足镁合金部件的高性能要求。同时，传统的塑料加工工艺也会存在变形微观结构不均匀、各向异性明显的问题。所以，严重塑性变形 (SPD) 方法，例如等通道角压 (ECAP) [5,17,18]、累积滚压粘合 (ARB) [19,20]、循环挤压压缩 (CEC) [21,22]、高压扭转（HPT）[23,24]、多向锻造（MDF）[25,26]等技术已被广泛用于有效细化晶粒、改善稀土镁合金的力学性能和消除各向异性。在这些SPD方法中，MDF技术因其模具相对简单、成本低廉而受到学者们的青睐。与铸态坯相比，该合金经过多次变形道次和MDF后的力学性能明显提高。然而，现有技术增加了变形道次，获得了更大的累积应变，以提高变形合金在室温（RT）下的UTS和YS。江等人。[27] 在 300 °C 下对铸态 AZ61 镁合金进行等温 MDF 变形。结果表明，随着变形道次的增加，合金的晶粒尺寸由初始状态的320 µm细化至180道次后的3.7 µm，合金的YS和UTS分别由初始状态的169 MPa和224 MPa增加。 180 次后的初始状态分别为 245 MPa 和 265 MPa。聂等。[28] 通过等温 MDF 在 350 °C 下研究了铸态 AZ91 镁合金，结果表明，合金的晶粒尺寸从铸态状态下的 175 µm 减小到 6 道次后的 7.2 µm。3道次后，合金获得最高YS为158 MPa，UTS为235 MPa，分别比铸态合金高出约140%和95.8%，延伸率也提高了一倍。但在实际生产过程中，
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根据变形过程中不同的引入时间和热处理过程的不同目的，热处理可分为中间热机械处理（ITMT）和最终热机械处理（FTMT）。在ITMT过程中，析出相以辅助相颗粒的形式存在。这些析出相可用作再结晶抑制剂，以固定晶界，或在颗粒诱导的再结晶形核中起核心作用[12,14–16]。在FTMT工艺中，析出相作为强化相存在，直接参与时效强化行为，并改善变形合金的机械性能[6,12]。Yang等人[12]研究了AZ91合金的微观结构演变和机械性能，该合金通过等通道角挤压（ECAP）结合时效前后处理进行处理。AZ91合金的强度和延展性均通过ECAP和时效前或时效后处理相结合的方式得到增强和灵活管理。前时效处理有利于后续ECAP加工中动态再结晶（DRX）的发生，后时效处理有利于提高屈服强度（YS）。Jung等人[15]报告称，与直接挤压合金相比，AZ80合金在挤压处理前通过时效同时提高了拉伸强度和延展性。强度的提高归因于晶粒尺寸的减小和沉淀分数的增加。由于在分散的大尺寸颗粒周围积累了大量位错，形成了局部变形区，这导致储能显著增加。因此，再结晶晶粒优先在这些大颗粒及其周围成核，从而促进动态再结晶（DRX）行为。对于分散的小颗粒，这些颗粒通过对晶界或亚晶界迁移施加阻力来减缓再结晶速度，对晶界有一定的钉扎作用，并限制和阻碍晶界迁移。再结晶晶粒的生长在一定程度上受到限制。在大颗粒和小颗粒的共同作用下，可以同时实现再结晶和晶粒细化。然而，镁合金，尤其是稀土（RE）镁合金的塑性非常差，在作为坯料加工以面对恶劣的使用环境后，铸锭不能直接用作高承载部件。目前，对铸锭进行塑性加工，通过改善镁合金的微观组织来提高合金的力学性能，已成为镁合金强韧化的有效手段。一般的塑性加工技术由于变形过程中产生的变形量小，细化晶粒的能力有限，往往无法满足镁合金构件的高性能要求。同时，传统的塑性加工工艺也存在微观结构变形不均匀、各向异性明显等问题。因此，严重塑性变形（SPD）方法，如等通道角挤压（ECAP）[5,17,18]、累积滚压（ARB）[19,20]、循环挤压（CEC）[21,22]、高压扭转（HPT）[23,24]、多向锻造（MDF）[25,26]和其他技术已被广泛用于有效细化晶粒，提高稀土镁合金的力学性能，消除各向异性。在这些SPD方法中，中密度纤维板技术因其相对简单的模具和较低的成本而受到学者们的青睐。与铸态坯料相比，经多次变形道次和中密度纤维板后，合金的力学性能得到显著改善。然而，现有技术增加了变形道次的数量，并获得了更大的累积应变，以改善室温（RT）下变形合金的UTS和YS。Jiang等人[27]在铸态AZ61镁合金上进行了300°C等温MDF变形。结果表明，随着变形道次的增加，合金的晶粒尺寸从初始状态的320µm细化到180道次后的3.7µm，合金的YS和UTS分别从初始状态的169 MPa和224 MPa提高到180道次后的245 MPa和265 MPa。Nie等人[28]通过等温MDF在350°C下研究了铸态AZ91镁合金，结果表明，合金的晶粒尺寸从铸态的175µm减小到6道次后的7.2µm。经过3道焊道后，该合金的最高YS为158MPa，UTS为235MPa，分别比铸态合金高出约140%和95.8%，延伸率也提高了一倍。然而，在实际生产过程中，随着变形量的增加
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根据变形过程中引入时间的不同和热处理过程目的的不同，热处理可分为中间形变热处理(ITMT)和最终形变热处理(FTMT)。在ITMT过程中，沉淀相作为辅助相颗粒存在。这些沉淀相可用作再结晶抑制剂来固定晶界，或在颗粒诱导再结晶成核中发挥核心作用[12，14–16]。在FTMT工艺中，析出相作为强化相存在，直接参与时效强化行为，改善变形合金的机械性能[6，12]。Yang等人[12]研究了通过等通道转角挤压(ECAP)结合时效前后处理加工的AZ91合金的微观结构演变和机械性能。通过ECAP结合时效前或时效后处理，AZ91合金的强度和塑性都得到了提高和灵活控制。前期时效处理有利于后续ECAP加工过程中动态再结晶(DRX)的发生，后期时效处理有利于提高屈服强度(YS)。Jung等人[15]报告称，与直接挤压的合金相比，通过挤压处理前的时效处理，AZ80合金的拉伸强度和延展性同时得到改善。强度的提高归因于晶粒尺寸的减小和析出物比例的增加。由于分散的大尺寸颗粒周围大量位错的积累，形成了局部变形区，导致储能显著增加。因此，re结晶晶粒优先在这些大颗粒及其周围成核，从而促进动态再结晶(DRX)行为。对于分散的小尺寸颗粒，这些颗粒通过对晶界或亚晶迁移施加阻力来减缓再结晶速度，对晶界具有一定的钉扎作用，并限制和阻碍晶界迁移。在一定程度上，再结晶晶粒的生长受到限制。在大小颗粒的共同作用下，可以同时实现再结晶和晶粒细化。然而，镁合金，尤其是稀土镁合金的塑性很差，铸锭作为毛坯加工后不能直接作为高承载部件来面对恶劣的服役环境。目前，对铸锭进行塑性加工，通过改善镁合金的显微组织来提高合金的力学性能，已成为强韧化的有效手段。常规塑性加工技术由于变形过程中产生的变形量小，细化晶粒的能力有限，往往不能满足镁合金零件的高性能要求。同时，传统的塑性加工技术也会存在变形微观结构不均匀和各向异性明显的问题。因此，大塑性变形(SPD)方法，如等通道转角挤压(ECAP) [5，17，18]，累积轧制结合(ARB) [19，20]，循环拉伸压缩(CEC) [21，22]，高压扭转(HPT) [23，24]，多向锻造(MDF) [25，26]和其他技术已被广泛用于有效地细化晶粒，改善稀土镁合金的机械性能和消除各向异性。在这些SPD方法中，MDF技术因其模具相对简单、成本低廉而备受学者青睐。与铸态坯相比，多道次变形后合金的力学性能和MDF显著提高。然而，现有技术增加了变形道次的数量并获得了更大的累积应变，以提高变形合金在室温(RT)下的UTS和YS。Jiang等人[27]对铸态AZ61镁合金进行了300°C的等温MDF变形。结果表明，随着变形道次的增加，合金的晶粒尺寸由初始状态的320 m细化到180道次后的3.7 m，合金的YS和UTS分别由初始状态的169 MPa和224 MPa提高到180道次后的245 MPa和265 MPa。Nie等人[28]通过等温MDF研究了350°C下的铸态AZ91 Mg合金，结果表明，合金的晶粒尺寸从铸态的175 m减小到6道次后的7.2 m。3道次后，合金获得了最高的YS 158 MPa和UTS 235 MPa，分别比铸态合金高约140%和95.8%，伸长率也提高了一倍。然而，在实际生产过程中，随着变形量的增加
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