通過實(shí)驗(yàn)室小批量試驗(yàn)到中試、終實(shí)現(xiàn)大批量生產(chǎn),解決了WE43合金半連續(xù)鑄棒缺陷多、內(nèi)應(yīng)力大、軋制過程中容易開裂，中厚板以及薄板成品力學(xué)性能不足的一系列生產(chǎn)技術(shù)難題，終形成鎂稀土合金的全流程生產(chǎn)能力，相比于真空熔煉，這種半連續(xù)鑄造的方式大大提高了鎂稀土合金的生產(chǎn)效率。

WE43稀土鎂合金在熔煉的過程中嚴(yán)格按照QJ 1635—1989《鑄造鎂合金熔煉規(guī)范》進(jìn)行。在熔煉過程中采用SF6與N2混合氣體保護(hù)氣氛來防止其氧化。

當(dāng)溫度到達(dá)760 ℃開始利用攪拌機(jī)連續(xù)攪拌1 h，同時(shí)靜置1 h。當(dāng)溫度降到750 ℃時(shí)，開始澆鑄。澆鑄前要對模具進(jìn)行預(yù)熱處理，溫度為400 ℃。然后將靜置降溫后待澆鑄的熔體在金屬模具的澆鑄口平穩(wěn)澆鑄，期間同樣采用SF6與N2混合氣體保護(hù)，防止合金被氧化。澆鑄完成后待金屬模具自然冷卻后取出鑄錠(尺寸為25.0 cm×62.0 cm×55.5 cm)進(jìn)行切取。

WE43稀土鎂合金鑄態(tài)下的顯微組織，可以發(fā)現(xiàn)其組織均為等軸狀晶粒，且組織比較均勻，平均晶粒尺寸為40 μm。顯微組織由灰色α-Mg基體和分布在各個(gè)晶粒中黑色蠕蟲狀的稀土共晶相組成，同時(shí)還可以看出基體中有富Zr區(qū)，呈黑色球狀分布[7]?？梢钥闯觯⊥罽、Nd以及Zr加入到鎂合金中可以起到細(xì)化晶粒的作用[8]。由于Zr的存在，是Zr形核，然后晶粒內(nèi)的稀土相均是圍繞著Zr核呈發(fā)散狀來形核長大的，且晶內(nèi)的稀土相都沒有穿過晶界。由圖1(b) 可以看到，在晶界處分布著少量的析出物，其可能是在冷卻過程中形成的離異共晶組織。由于在澆鑄過程后，在空冷的狀態(tài)下，冷卻速度比較快，稀土元素Y、Nd的遷移能力較弱，擴(kuò)散速度較慢，所以在鑄造冷卻凝固的過程中，合金元素Y和Nd來不及進(jìn)行充分的擴(kuò)散，從而在晶界處形成了離異共晶的組織[9]。由于是鑄態(tài)組織，合金中的稀土相都還沒有溶入到基體中，所以整體的力學(xué)性能比較差，通過進(jìn)一步的熱處理予以改善，從而可以提高其力學(xué)性能。

WE43鎂合金經(jīng)520 ℃×8 h固溶處理后的顯微組織。可以看出，固溶處理后，共晶相的數(shù)量和形態(tài)發(fā)生了明顯的變化，枝晶偏析基本消除，晶界上仍有少量未溶的第二相。這是由于溫度越高，稀土元素在鎂合金中的固溶度越大，通過長時(shí)間的保溫，稀土化合物逐漸固溶回基體，快速冷卻保留了固溶態(tài)的組織

WE43稀土鎂合金在時(shí)效處理后，由于先前的520 ℃固溶處理8 h使得Y、Nd溶入鎂基體中形成鎂基固溶體，從而導(dǎo)致晶格發(fā)生畸變，位錯(cuò)運(yùn)動的阻力增加，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化的作用，合金強(qiáng)度提高。同時(shí)，第二相(硬脆相)的部分溶入鎂基體使得第二相減少，合金的塑性提高；由于Y、Nd在鎂的基體中的固溶度分別為12.6% 和3.6%，并且隨著溫度的降低其溶解度急劇減少，所以WE43鎂合金在時(shí)效后具有明顯的時(shí)效強(qiáng)化特性，時(shí)效析出的細(xì)小彌散第二相可以有效的釘扎晶界，抑制晶界滑移，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動，產(chǎn)生彌散強(qiáng)化的作用，使得基體強(qiáng)化，從而時(shí)效后合金整體的強(qiáng)度增加、塑性降低

1) WE43稀土鎂合金鑄態(tài)組織為等軸狀晶粒，比較均勻，平均晶粒尺寸為40 μm。鑄造冷卻凝固的過程中，在晶界處形成了離異共晶組織。

2) 經(jīng)520 ℃×8 h固溶處理后的組織，共晶相的數(shù)量和形態(tài)發(fā)生了明顯的變化，枝晶偏析基本消除。230 ℃×8 h時(shí)效后稀土第二相的數(shù)量增加，并且在晶粒內(nèi)部析出了點(diǎn)狀稀土相。

3) 經(jīng)過250 ℃×16 h的時(shí)效后，合金的硬度達(dá)到峰值，隨著時(shí)效時(shí)間的繼續(xù)延長，合金的硬度下降。

4) 固溶處理后WE43稀土鎂合金的抗拉強(qiáng)度為162.59 MPa左右，斷后伸長率約為5.0%；而經(jīng)過250 ℃時(shí)效處理后，其抗拉強(qiáng)度增大，斷后伸長率在4%左右。