Zn添加對擠壓態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金微觀組織及力學(xué)性能的影響

李 廣，靳 麗，董 杰，吳國華，丁文江

(1. 上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240；2. 上海交通大學(xué) 輕合金精密成型國家工程研究中心，上海 200240；3. 上海交通大學(xué) 金屬基復(fù)合材料國家重點實驗室，上海 200240)

Zn添加對擠壓態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金微觀組織及力學(xué)性能的影響

李 廣1,2,3，靳 麗1,2,3，董 杰1,2,3，吳國華1,2,3，丁文江1,2,3

(1. 上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240；2. 上海交通大學(xué) 輕合金精密成型國家工程研究中心，上海 200240；3. 上海交通大學(xué) 金屬基復(fù)合材料國家重點實驗室，上海 200240)

通過光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、背散射電子衍射(EBSD)和力學(xué)性能檢測，研究不同Zn含量(0.5%、1.5%和2.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))的Mg-Zn-Ce-Zr合金在溫度為350 ℃，擠壓比為9，擠壓速率為10 mm/s條件下擠壓后的微觀組織和力學(xué)性能。結(jié)果表明：隨著Zn含量的增加，鑄態(tài)下晶間析出相明顯增多；擠壓后，Zn含量對合金晶粒度的影響不大，但棒材的絲織構(gòu)隨Zn含量增加而增強(qiáng)。由于第二相粒子的強(qiáng)化作用，隨Zn含量增加，合金的拉伸屈服強(qiáng)度從158 MPa增加到192 MPa，而抗拉強(qiáng)度從219 MPa提高到246 MPa。由于絲織構(gòu)強(qiáng)度增加，合金塑性隨Zn含量增加從33%降低至18%，添加0.5%Zn合金的伸長率和拉壓對稱性最好。

Mg-Zn-Ce-Zr合金；織構(gòu)；微觀組織；力學(xué)性能；背散射電子衍射(EBSD)

鎂及鎂合金是目前工業(yè)應(yīng)用中最輕的結(jié)構(gòu)材料，具有比強(qiáng)度高、比剛度大及減震性好等一系列優(yōu)點，在工業(yè)應(yīng)用尤其在汽車行業(yè)有良好的應(yīng)用前景，正得到越來越多的關(guān)注和研究[1?2]。目前，工業(yè)鎂合金產(chǎn)品大多通過鑄造獲得，包括高壓、低壓鑄造、沙模鑄造等傳統(tǒng)方式以及擠壓鑄造、真空壓鑄和半固態(tài)壓鑄等新型鑄造工藝[3]。與鑄造相比，通過熱變形得到的鎂合金組織細(xì)密，鑄造缺陷少且具有較好的綜合力學(xué)性能，能夠滿足多樣化的應(yīng)用要求[4?5]。然而鎂合金大多具有密排六方結(jié)構(gòu)，變形能力及抗沖擊能力差，而且在擠壓(拉拔)變形過程中易形成(0001)面平行于擠壓(拉拔)方向的絲織構(gòu)，在軋制過程中形成(0001)面平行于軋面的板織構(gòu)[6?7]。這樣的合金通常具較高的拉伸屈服強(qiáng)度和較低的壓縮屈服強(qiáng)度，具有較高的拉壓不對稱性和變形各向異性，二次變形能力差。在彎曲試驗中，受壓的一側(cè)比受拉一側(cè)率先失效，彎曲能力差。弱化基面織構(gòu)以及晶粒細(xì)化是提高鎂合金變形能力的主要方法。研究表明[8?9]：Y元素和稀土元素Nd、Ce的添加能夠弱化鎂合金擠壓和軋制后的織構(gòu)，使晶粒隨機(jī)取向程度加大。MISHRA等[10]指出，在純鎂中添加0.2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Ce后，擠壓態(tài)合金表現(xiàn)出明顯的織構(gòu)弱化，織構(gòu)強(qiáng)度從約2.7下降到約1.5。晶粒取向隨機(jī)化使得合金在變形中易于啟動基面滑移，變形協(xié)調(diào)均勻，伸長率增高。但是Mg-0.2%Ce變形合金的強(qiáng)度太低(抗拉強(qiáng)度為68.6 MPa，屈服強(qiáng)度為170 MPa，伸長率為 31%)，達(dá)不到實際的應(yīng)用要求。Al元素通常被用于強(qiáng)化鎂合金，但是Al元素容易與Ce元素結(jié)合形成Al11Ce3，削弱Ce元素的織構(gòu)弱化作用[11]。Zn元素被廣泛地應(yīng)用于鎂合金中來提高鑄態(tài)和變形態(tài)的強(qiáng)度，Zn的添加能提高M(jìn)g-Nd合金和Mg-Y合金的強(qiáng)度[12]。LUO 等[11]在 Mg-0.2%Ce中分別添加 2.4%、4.9%、7.6%Zn元素，對比研究發(fā)現(xiàn)，Zn元素能大幅度提高合金的強(qiáng)度，但隨著 Zn含量的增加，伸長率有所降低。Zn含量過高，反而降低稀土元素弱化織構(gòu)的作用，Zn含量為2.4%時，合金有較好的綜合性能。Zr元素能夠有效細(xì)化鑄態(tài)合金晶粒，提高強(qiáng)度。JAN等[9]的研究表明，Zr元素添加對于變形鎂合金織構(gòu)變化影響較小。為了充分獲得粒子強(qiáng)化、晶粒細(xì)化和基面織構(gòu)弱化的效果，綜合提高合金的強(qiáng)度和塑性，本文作者在Mg-0.3%Ce合金中添加一定量的Zr元素和不同含量的Zn元素(0.5%、1.5%、2.0%)，對比研究不同當(dāng)Zn含量(＜2.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))Mg-Zn-Ce-Zr合金的微觀組織及力學(xué)性能。

1 實驗

實驗合金由純鎂、純鋅、Mg-30%Zr和Mg-0.5%Ce中間合金在SF6/CO2混合氣體保護(hù)下，用電阻爐于不銹鋼坩堝中熔煉制得。在760 ℃下加入精煉劑攪拌除雜，靜置后降溫到澆注溫度，在金屬模中澆注成d40 mm×100 mm的圓柱錠，合金成分見表1。金屬錠在進(jìn)行(400 ℃，2 h)均勻化處理后機(jī)加工成 d37.5 mm×40 mm的擠壓坯料。

表1 各合金化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of investigated alloys (mass fraction, %)

擠壓試驗采用250 T擠壓機(jī)進(jìn)行正擠壓。在模具和套筒溫度為 350 ℃，擠壓比為 9(擠出棒材直徑為12.5 mm)，上沖頭移動速率為10 mm/s的條件下進(jìn)行。擠壓之前坯料先在400 ℃電阻爐中保溫20 min進(jìn)行預(yù)熱。

微觀組織觀察樣品的取樣位置如圖1所示。為了獲得穩(wěn)態(tài)變形后的組織和性能，取樣位置在距離擠出棒材前端10 cm處之后，分別截取平行和垂直擠壓方向的金相樣和力學(xué)性能檢測試樣。金相樣品拋光之后在腐蝕劑(20 mL醋酸+1 mL硝酸+19 mL水)中腐蝕15 s，用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察。樣品在經(jīng)過特殊拋光處理后用電子背散射衍射(EBSD)儀觀察擠壓后材料的織構(gòu)。

圖1 擠壓棒材微觀組織檢查取樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of examining position for microstructure analysis of as-extruded alloys

室溫拉伸試驗在 Zwick T1?FR020TN A50 萬能試驗機(jī)上進(jìn)行，拉伸試樣為標(biāo)距為10 mm的片狀拉伸樣，各階段的拉伸速率均為0.5 mm/min。室溫壓縮試驗在 Gleeble 3500試驗機(jī)上進(jìn)行，壓縮樣品尺寸為d 10 mm×15 mm，所有樣品均在 1×10?3s?1速率下壓縮。

圖2 鑄態(tài)合金的微觀組織Fig.2 Microstructures of as-cast alloys: (a) 0.5%Zn; (b)1.5%Zn; (c) 2.0%Zn

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖2所示為鑄態(tài) Mg-Zn-Ce-Zr合金的微觀組織。由圖2可以看出，鑄態(tài)下不同Zn含量合金晶粒尺寸沒有明顯差別，均約為100 μm。晶界上分布著不連續(xù)的析出相，且隨著Zn含量增加，析出相總量增加。

圖3所示為擠壓態(tài) Mg-Zn-Ce-Zr合金的微觀組織。由圖3(a)~(c)可知，合金擠壓后晶粒明顯細(xì)化，同時在該擠壓條件下，合金并沒有發(fā)生完全的再結(jié)晶，沿著擠壓方向有未再結(jié)晶的大的變形晶粒，且隨著Zn含量增加，未再結(jié)晶晶粒所占的比例增加。圖3(d)能夠清楚地顯示再結(jié)晶區(qū)域的細(xì)小晶粒以及未發(fā)生再結(jié)晶的被拉長的大晶粒。

圖4所示為EBSD分析獲得的不同Zn含量合金的反極圖(IPF)。圖中晶粒不同顏色代表了晶粒不同的取向。由圖4可以看出，3種合金均有多數(shù)晶粒(0001)面法向與擠壓方向垂直，形成不同程度的絲織構(gòu)，但是也有部分晶粒(0001)面法向與擠壓方向成一定角度(＜90°)，呈現(xiàn)一定程度的晶粒取向隨機(jī)化現(xiàn)象。從圖4中還可以看出，3個合金中大部分晶粒均發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒得到細(xì)化，但也有少數(shù)未再結(jié)晶的變形晶粒沿著擠壓方向分布。圖5所示為EBSD統(tǒng)計的不同Zn含量Mg-Zn-Ce-Zr合金的晶粒大小分布。由圖5可看出，合金擠壓后晶粒平均尺寸分布在10~15 μm，不同Zn含量合金的晶粒尺寸相差不大，但含2.0%Zn合金晶粒尺寸的不均勻程度較大。

圖6所示為鑄態(tài)及擠壓態(tài)合金中析出相的形貌。表2所列為不同狀態(tài)下析出相的EDS成分分析結(jié)果。由表2可知，析出相主要含有Mg、Zn、Ce元素，且Zn、Ce元素均超過了其在合金中的平均含量，可見，鑄態(tài)時Zn、Ce元素主要以非常穩(wěn)定的Mg-Ce化合物和Mg-Zn化合物[13?14]或以Mg12(Zn)Ce化合物形式存在于晶界上[15]。在熱擠壓變形過程中，這些析出相破碎并沿著擠壓方向排布，在變形過程可能作為形核質(zhì)點促進(jìn)動態(tài)再結(jié)晶形核并抑制晶粒長大，變形后亦可作為顆粒增強(qiáng)相而提高合金的性能。

圖7所示為不同Zn含量合金擠壓后的極圖及織構(gòu)強(qiáng)度。由圖7可以看出，不同Zn含量的合金均呈現(xiàn)典型的纖維織構(gòu)，即(0001)平面的法向與ED方向垂直。但是，0.5%Zn合金中的纖維織構(gòu)強(qiáng)度明顯弱于其他合金的，隨著Zn含量的增加，織構(gòu)強(qiáng)度增加。

2.2 力學(xué)性能

圖8和9所示分別為不同Zn含量合金拉伸壓縮應(yīng)力—應(yīng)變曲線和各項力學(xué)性能圖(TYS)。由圖 9(a)可以看出，合金擠壓后平均拉伸屈服強(qiáng)度最低為 158 MPa，平均壓縮屈服強(qiáng)度(CYS)最低為126 MPa，平均抗拉強(qiáng)度(UTS)最低為219 MPa，均比未添加Zn和Zr合金元素Mg-Ce合金的有明顯的提高[10]。隨著Zn含量的不斷增加，合金的抗拉強(qiáng)度、拉伸屈服強(qiáng)度均有明顯的增加，但壓縮屈服強(qiáng)度變化不大。定義拉壓不對稱性為100%(其中： 為拉伸屈0.2,T服強(qiáng)度；0.2,C為壓縮屈服強(qiáng)度)。由圖9(b)可知，Zn對材料拉壓不對稱性的影響明顯，Zn含量增加，不對稱性增加。0.5%Zn含量的合金拉伸屈服與壓縮屈服強(qiáng)度最接近，拉壓不對稱性低。同時，由圖9(b)可以看出，0.5%Zn合金棒材具有較高的斷后伸長率(33%)，隨著Zn含量的增加,棒材的伸長率明顯降低。綜合考慮拉壓不對稱性和伸長率兩個因素，添加 0.5%Zn的Mg-Zn-Ce-Zr合金具有較好的綜合力學(xué)性能。

圖3 擠壓態(tài)合金的微觀組織Fig.3 Microstructures of as-extruded alloys: (a) 0.5%Zn; (b) 1.5%Zn; (c) 2.0%Zn; (d) 1.5 %Zn

圖4 不同Zn含量合金的EBSD分析Fig.4 EBSD analysis of alloys with different Zn contents: (a) 0.5Zn%; (b) 1.5%Zn; (c) 2.0%Zn

圖5 EBSD檢測不同Zn含量合金擠壓后的晶粒尺寸分布Fig.5 Grain size distribution for as-extruded samples calculated form EBSD data

圖6 析出相形貌Fig.6 Microstructures of precipitated phases: (a) As-cast,1.5%Zn; (b) As-extruded, 1.5%Zn

表2 圖6中析出相顆粒成分的EDS分析結(jié)果Table 2 EDS analysis results of precipitated phases particles shown in Fig.6

圖7 不同Zn含量合金擠壓后的極圖及織構(gòu)相對強(qiáng)度Fig.7 Pole figures and relative intensity of texture of as-extruded alloys: (a) 0.5%Zn; (b) 1.5%Zn; (c) 2.0%Zn

圖8 不同Zn含量合金拉伸、壓縮試驗應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig.8 Tension and compression test strain—stress curves of alloys with different Zn contents

圖9 擠壓后合金的力學(xué)性能Fig.9 Mechanical properties of as-extruded alloys: (a) UTS,tensile-YS and compression-YS; (b) Elongation and yield asymmetry

圖10所示為含 1.5%Zn合金擠壓態(tài)室溫斷口形貌。由于不同 Zn含量合金斷口形貌差別不大，僅列出1.5%Zn含量合金斷口形貌。由圖10可以看出，斷口主要由韌窩和小的解理平臺組成，韌窩裂紋源主要由滑移過程中位錯塞積或者存在異質(zhì)顆粒產(chǎn)生孔洞而引發(fā)的，解理平臺則多由孿晶變形引起。隨著織構(gòu)弱化程度加大，有更多的基面滑移能在室溫下啟動，從而提高了合金的伸長率。

圖10 含1.5%Zn合金的室溫拉伸斷口形貌Fig.10 Tensile fracture surface morphologies of as-extruded alloys with 1.5% Zn at room temperature

3 討論

3.1 Zn元素添加對微觀組織的影響

在本研究中，各組合金都添加了Zr元素，主要考慮Zr能有效細(xì)化合金晶粒，同時Zr在變形過程中能夠抑制晶粒長大，有利于提高熱加工后的力學(xué)性能[16]。本實驗中 Zr元素的添加使得合金晶粒得到了明顯細(xì)化[17]，鑄態(tài)晶粒尺寸均約為100 μm，在此認(rèn)為Zr元素對各合金的晶粒細(xì)化效果的影響是一致的。同時，有研究[9]表明，Zr的添加對于鎂合金變形后織構(gòu)影響不大，故本次研究主要考慮不同 Zn元素添加對晶粒度的影響。由圖2和4可知，本研究范圍內(nèi)Zn含量的差別對鑄態(tài)晶粒尺寸的影響不大，在隨后的熱擠壓過程中，Zn含量對合金的晶粒大小影響不明顯，但2.0%Zn的合金組織不均勻程度較大，這是因為變形過程中再結(jié)晶晶粒優(yōu)先在第二相顆粒附近形核，而2.0%Zn合金第二相顆較多且分布不均勻程度大，造成組織不均勻，未再結(jié)晶晶粒增多。而 LUO等[11]的研究顯示，當(dāng)Zn含量超過2.0%以后，晶粒隨著Zn含量的增加而明顯細(xì)化。為了獲得更加細(xì)小和均勻的微觀組織，在將來的研究工作中會考慮調(diào)整合金的熱處理工藝，獲得細(xì)小均勻分布的第二相。

MISHRA等[10]的研究表明，一定條件下的擠壓棒材中，0.2%Ce的添加可以明顯隨機(jī)化合金的晶體取向，大幅度提高合金的伸長率。在本研究中發(fā)現(xiàn)，隨著 Zn的加入，合金的織構(gòu)并不是隨機(jī)的，表現(xiàn)為典型的纖維織構(gòu)，但 0.5%Zn合金中的織構(gòu)較弱，隨著Zn含量的增加，纖維織構(gòu)增強(qiáng)。說明Zn元素的加入在一定程度上影響 Ce元素的織構(gòu)隨機(jī)化效果。關(guān)于Mg-Ce系列合金的織構(gòu)隨機(jī)化的機(jī)理也較有爭議，目前對于 Ce元素能夠弱化織構(gòu)原因的解釋主要是顆粒促進(jìn)形核機(jī)制(PSN)[18]。CHINO等[16]的研究表明，Ce的添加并不能改變Mg的c/a值，也就是說Ce的添加對于變形過程中織構(gòu)的形成并沒有太大的影響，而是在再結(jié)晶過程中引起了織構(gòu)弱化[9]。由相圖可知，350℃時，Ce在鎂基體中的固溶度小于 0.1%，所有多余的Ce都將形成Mg-Ce化合物，這種化合物顆粒在晶內(nèi)和晶界上都有分布[10]， Mg-Ce化合物顆粒在再結(jié)晶過程中作為形核質(zhì)點促進(jìn)形核并且改變晶粒取向，使織構(gòu)弱化。Zn元素的添加形成了 Mg12(Zn)Ce，減少了Mg-Ce化合物的形成，降低了Ce元素對于織構(gòu)優(yōu)化的效果。MACKENZIE等[18]指出，Ce的織構(gòu)優(yōu)化效果是因為 Ce元素的添加改變晶界的化學(xué)成分，進(jìn)而影響再結(jié)晶織構(gòu)。合金添加 Zn后，在晶界上同時產(chǎn)生Mg-Zn化合物和Mg12(Zn)Ce化合物，改變晶界的化學(xué)成分，降低了 Ce元素對于晶粒取向隨機(jī)化的作用。隨著Zn含量的增加，對Ce元素織構(gòu)弱化作用影響越來越大，導(dǎo)致 2.0%Zn合金呈現(xiàn)較強(qiáng)的纖維織構(gòu)。鎂稀土合金織構(gòu)隨機(jī)化的機(jī)理還有待進(jìn)一步的探討，而在本研究的成分范圍內(nèi)，合金的織構(gòu)隨機(jī)化也有進(jìn)一步改進(jìn)的空間。在后續(xù)的工作中將會結(jié)合熱處理工藝和擠壓工藝的控制，實現(xiàn)第二相更加均勻細(xì)小的分布，更大可能地優(yōu)化晶體取向。

3.2 Zn元素添加對力學(xué)性能的影響

Zn元素在Mg合金中能起固溶強(qiáng)化和時效強(qiáng)化作用[19]，向合金中添加 Zn元素能夠有效地提高合金強(qiáng)度。晶間的析出相在熱擠壓過程中破碎沿擠壓方向排布，細(xì)小的顆粒能夠促進(jìn)熱變形過程中動態(tài)再結(jié)晶的形核和抑制晶粒長大，細(xì)化晶粒，提高合金強(qiáng)度。同時，晶間分布的顆粒在變形過程中阻礙位錯的滑移，導(dǎo)致位錯塞積應(yīng)力集中。由圖3可知，隨Zn含量增加，變形后未再結(jié)晶的晶粒比例增加，這些晶粒尺寸很大且內(nèi)部有很高位錯密度，在變形過程中易形成應(yīng)力集中，強(qiáng)度提高，伸長率隨著Zn含量增加而降低。

當(dāng)晶粒尺寸一定時，鎂合金的力學(xué)性能還受到織構(gòu)的影響。大部分鎂合金是密排六方(HCP)晶體結(jié)構(gòu)，室溫下主要的變形方式是{0001}[11 2 0]基面滑移和{1}[10]錐面孿生變形，而其他滑移系和孿生都需要很高的臨界剪切應(yīng)力(CRSS)，在室溫下難以啟動。{10}[1]錐面孿生是拉伸孿生，當(dāng)晶粒沿c軸伸長的時候，孿生容易發(fā)生，當(dāng)外加應(yīng)力沿著c軸方向壓縮的時候；{102}孿晶需要很高的切應(yīng)力，難以開動[7]。鎂合金擠壓之后形成的纖維織構(gòu)，大部分晶粒{0001}基面平行于擠壓方向，故而在沿著擠壓方向拉伸的時候，晶粒沿c軸受到壓縮，同時基面滑移系Schmid因子為0，錐面孿生和基面滑移都難以啟動，造成很高的屈服強(qiáng)度。當(dāng)受到沿擠壓方向壓縮應(yīng)力時候，基面滑移系的Schmid因子依然為0，但是{10 1 2}拉伸孿晶容易啟動，屈服應(yīng)力低，所以，鎂合金絲織構(gòu)越強(qiáng)，拉壓不對稱性越高；而晶粒取向隨機(jī)化程度高的合金在室溫下拉伸變形時，部分晶?；婊频腟chmid因子高，易于啟動，使拉伸屈服強(qiáng)度降低，而壓縮屈服強(qiáng)度增加，故拉壓不對稱性降低。本研究中由于 0.5%Zn合金的絲織構(gòu)最弱，所以，該合金的拉壓對稱性最好。

合金擠壓之后具有較高的伸長率，一方面是因為擠壓之后合金的晶粒尺寸減小，提高合金的伸長率[20]。另一方面 Ce元素的添加能使織構(gòu)弱化，在變形過程中各種變形機(jī)制相協(xié)調(diào)，變形均勻，提高伸長率。Zn元素的添加在一定程度上減弱了稀土Ce元素織構(gòu)的機(jī)化作用，所以，合金的伸長率隨 Zn含量的增加而降低，添加0.5%Zn合金獲得了較高的伸長率，同時該合金的強(qiáng)度也明顯高于Mg-Ce二元系合金的。從合金設(shè)計的角度出發(fā)，在鎂稀土系合金中添加一定量Zn元素是可行的。但本研究結(jié)果也表明，Zn元素含量控制在0.5%左右比較好，且合金的熱處理及塑性成形工藝有可能進(jìn)一步改善合金中的第二相分布及晶體取向，為后續(xù)的研究也指明了方向。

4 結(jié)論

1) 隨著Zn含量的增加，晶間析出共晶相明顯增多，Zn含量對擠壓后合金晶粒尺寸影響不大，擠壓棒材的絲織構(gòu)也隨之增強(qiáng)。

2) 由于第二相粒子的強(qiáng)化作用，合金的拉伸屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度均隨 Zn含量的增加而增高，而由于絲織構(gòu)強(qiáng)度的增加，合金塑性隨 Zn含量的增加而降低。

3) 添加0.5%Zn的Mg-Zn-Ce-Zr合金，其晶體取向相對隨機(jī)化，具有較好的塑性及拉壓對稱性。

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Effects of Zn addition on microstructures and mechanical properties of as-extruded Mg-Zn-Ce-Zr alloys

LI Guang1,2,3, JIN Li1,2,3, DONG Jie1,2,3, WU Guo-hua1,2,3, DING Wen-jiang1,2,3
(1. School of Materials Science and Engineering, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200240, China;2. National Engineering Research Center of Light Alloy Net Forming, Shanghai Jiao Tong University,Shanghai 200240, China;3. State Key Laboratory of Metal Matrix Composites, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200240, China)

The microstructures and mechanical properties of Mg-Zn-Ce-Zr alloys with different Zn contents (0.5%, 1.5%,2.0% (mass fraction)) were investigated. These alloys were extruded with an extrusion ratio (λ) of 9 at temperature of 350 ℃ and run speed of 10 mm/s. The microstructures were observed by optical microscope (OM), scan electron microscope (SEM) and electron back scan diffraction (EBSD). The mechanical properties were tested by tensile test and compressive test at room temperature. The results show that more particles appear in the alloy with the increase of Zn content, and after extrusion, there are similar grain sizes in three alloys, and the intensity of ring basal textures increases with Zn content increasing. The tensile yield strength (TYS) increases from 158 to 192 MPa and the ultimate tensile strength (UTS) is enhanced from 219 MPa to 246 MPa with Zn addition increasing due to the second phase particles strengthening. However, the elongation decreases from 33% to 18% with Zn content increasing due to the variation of texture. The alloy with 0.5% Zn has highest ductility and lowest yield asymmetry in mechanical property.

Mg-Zn-Ce-Zr alloy; texture; microstructures; mechanical properties; electron back scan diffraction (EBSD)

TG146.2

A

1004-0609(2011)02-0251-08

國家自然科學(xué)基金資助項目(50901044)；博士點青年教師基金資助項目(20090073120007)

2010-04-06；

2010-07-29

靳麗，副教授，博士；電話：021-34203052；E-mail: j_jinli@sjtu.edu.cn

(編輯 李艷紅)