稀土元素Y和Ce對熱軋Mg－1.5Zn鎂合金組織和室溫成形性能的影響

劉 鵬，江海濤，段曉鴿，康 強(qiáng)

（北京科技大學(xué) 高效軋制國家工程研究中心，北京100083）

近年來，由于鎂合金具有低密度、高比強(qiáng)度、高比剛度、良好的阻尼性能、良好再回收性能等一系列優(yōu)點(diǎn)，而被廣泛應(yīng)用于汽車、航天以及電子等產(chǎn)業(yè)［1］。但是，鎂合金具有密排六方結(jié)構(gòu)，滑移系統(tǒng)非常有限，室溫下能夠開動的滑移系統(tǒng)數(shù)目更少。因此，鎂合金的室溫塑性和成形性能相對較差［2－4］。為了開發(fā)出具有良好塑性和室溫成形性能、同時又具有較高強(qiáng)度的鎂合金，細(xì)化晶粒無疑是一個最佳的途徑［5］。一般通過普通軋制的鎂合金，都具有明顯的（0002）基面織構(gòu)，不利于板材的二次成形。雖然，國內(nèi)外已開發(fā)出許多新型加工方式，使得變形鎂合金的晶粒細(xì)化和宏觀織構(gòu)的隨機(jī)化得到了進(jìn)一步的改善，但是，由于其加工過程復(fù)雜，依然沒有得到廣泛的應(yīng)用［6－8］。

通過稀土元素合金化鎂合金，不僅是細(xì)化晶粒的一種有效手段，也是一種控制宏觀織構(gòu)、提高鎂合金塑性和室溫成形性的重要方法［9，10］。Huang 等［11］研 究發(fā)現(xiàn)，向Mg－4Y合金中加入其他稀土元素后，晶粒尺寸減小的同時，（0002）基面織構(gòu)最大強(qiáng)度降低到了2.4，這與Stanford［9］得到的結(jié)論基本一致。Bohlen等［12］將稀土Y元素合金化到 Mg－Zn合金中，發(fā)現(xiàn)與傳統(tǒng)不加稀土的鎂合金相比，ZEK100在與軋向呈45°方向的伸長率達(dá)到39%左右，而且平均r值為1.18。

稀土Y和Ce與鎂有著相近的原子半徑（RY＝1.82×10－10m；RCe＝1.65×10－10m），與基體鎂可以形成金屬化合物，不僅可以提高合金的耐熱性能，而且在細(xì)化晶粒和提高鎂合金性能方面具有很大的潛力［13，14］。針對鎂合金室溫塑性和成形性能不佳的劣勢，本工作設(shè)計(jì)了含有不同含量稀土Y和Ce元素的七種鎂合金，來研究稀土Y和Ce對Mg－1.5Zn合金微觀組織、基面織構(gòu)、力學(xué)性能和室溫成形性能的影響規(guī)律，為進(jìn)一步開發(fā)綜合性能較好的鎂合金提供理論依據(jù)和實(shí)驗(yàn)證據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

選用鎂錠（99.99%Mg）、鋅錠（99.99%Zn）、Mg－30%Y和Mg－30%Ce中間合金作為實(shí)驗(yàn)原材料。氬氣下采用真空感應(yīng)爐冶煉含有不同Y和Ce含量的Mg－1.5Zn合金，其化學(xué)成分如表1所示。熔煉完成后，將熔融合金澆鑄成直徑為120mm，高度為100mm的圓柱坯，經(jīng)線切割得到尺寸為120mm×90mm×10mm的長方體鑄坯。

表1 實(shí)驗(yàn)用 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table1 Chemical compositions of the investigated Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys（mass fraction／%）

鑄坯在450℃均勻化退火12h，水淬后留待下一步熱軋。熱軋過程的變形總量為90%，軋后板材的厚度為1mm。為了防止熱軋時出現(xiàn)裂紋，前兩道次壓下量較小，分別為6%和8%。隨著熱軋的進(jìn)行，道次壓下量逐漸增大并且穩(wěn)定在15%～20%之間。為保證軋制過程溫度穩(wěn)定在450℃左右，每道次過后，將板材在450℃的加熱爐中保溫15min。軋制完成后，成品板材在350℃下退火1h。

金相試樣經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為20%的硝酸甲醇化學(xué)拋光劑后進(jìn)行侵蝕，侵蝕劑為5g苦味酸、5mL醋酸、100mL無水乙醇及10mL蒸餾水所配制的溶液。隨后，使用光學(xué)顯微鏡觀察合金顯微組織形貌；在SUPRA 55型熱場發(fā)射掃描電鏡上對典型試樣進(jìn)行物相分析，觀察析出物的形貌特征；在Dmax1400X型X射線衍射儀上，采用Schulz反射方法，對試樣中心層（0002）極圖進(jìn)行測定。測試參數(shù)：Cu靶，加速電壓為35kV，工作電流為25mA。

參照GB／T16865—1997，拉伸試樣幾何尺寸如圖1所示。沿板材軋制方向（RD）、與軋向成45°方向和垂直軋向（TD）分別取拉伸試樣進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。用MTS810萬能試驗(yàn)機(jī)測量合金的室溫力學(xué)性能參數(shù)（屈服強(qiáng)度，YS；抗拉強(qiáng)度TS；伸長率FE；r值）；拉斷試樣在SUPRA 55型熱場發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)行斷口分析。

圖1 拉伸試樣幾何尺寸Fig.1 Tensile specimen size

室溫?？松瓕?shí)驗(yàn)在BUP 600板料成形試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。室溫下采用直徑為20mm半球型凸模，在凸模的作用下，凹模的內(nèi)板料會不斷地凸起，直至出現(xiàn)穿透裂紋凸模停止運(yùn)行，此時測量的凸起高度即為?？松担‥richsen Value，IE）。試樣為直徑φ60mm 的圓片，壓邊力10kN，沖頭速率0.1mm／s，每種板材重復(fù)實(shí)驗(yàn)三次。

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2 450℃熱軋350℃退火1h后Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金的顯微組織（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0Ce Fig.2 Optical micrographs of Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys with the rolled at 450℃and subsequently annealed at 350℃for 1h（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0Ce

圖2為450℃熱軋350℃退火1h 后 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce實(shí)驗(yàn)合金在RD－TD平面的顯微組織。從圖2（a）中可以看出，Mg－1.5Zn合金發(fā)生了明顯的不完全再結(jié)晶，晶粒主要由細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒和未發(fā)生再結(jié)晶的粗大晶粒組成。晶粒尺寸分布也很不均勻，平均晶粒尺寸在100μm左右。從圖2（b）～（d）中可以看出，Mg－Zn－Y合金均發(fā)生了完全再結(jié)晶，晶粒主要由比較細(xì)小的再結(jié)晶等軸晶組成。與Mg－1.5Zn合金相比，Mg－1.5Zn－0.2Y 合金晶粒尺寸明顯減小，平均晶粒尺寸為24μm左右。但是，晶粒尺寸分布仍存在不均勻現(xiàn)象，與此同時，也可以觀察到有大量的孿晶存在于Mg－1.5Zn－0.2Y中（圖2（b）中圓圈）。當(dāng)稀土 Y含量進(jìn)一步增加到0.5%時，Mg－1.5Zn－0.5Y 合金晶粒更加細(xì)小均勻，且?guī)缀鯖]有孿晶存在，其平均晶粒尺寸為12μm 左右。此外，在Mg－1.5Zn－1.0Y中仍然沒有觀察到孿晶的存在。Mg－1.5Zn－1.0Y合金較Mg－1.5Zn－0.5Y合金晶粒尺寸稍有增大，其晶粒尺寸在13μm左右。一方面，說明稀土Y含量適當(dāng)增加有助于在孿晶基體發(fā)生再結(jié)晶形核，最終導(dǎo)致孿晶被新生的再結(jié)晶晶粒所吞噬。另一方面，說明雖然稀土Y具有明顯細(xì)化晶粒的作用，但過多稀土Y的加入不利于晶粒尺寸的進(jìn)一步細(xì)化。從圖2（e）～（g）中可以看出，Mg－Zn－Ce合金也均發(fā)生了完全再結(jié)晶，晶粒主要由比較細(xì)小的再結(jié)晶等軸晶組成。添加了0.2%Ce后，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金的晶粒尺寸明顯減小。與Mg－1.5Zn－0.2Y 合金相比，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金中沒有觀察到孿晶的存在，且晶粒大小分布較為均勻，平均晶粒大小為15μm。添加了0.5%Ce后，與Mg－1.5Zn－0.2Ce相比晶粒尺寸進(jìn)一步縮小到13μm，且晶粒大小更加均勻，與Mg－1.5Zn－0.5Y合金平均尺寸基本一 致。Mg－1.5Zn－1.0Ce 合金平均晶粒尺寸為14μm。與稀土Y元素作用類似，稀土Ce可以有效地細(xì)化晶粒，同時，隨稀土Ce含量的增多，第二相析出粒子沿軋制方向的析出也不斷增多。

因?yàn)橐陨掀叻N合金均經(jīng)歷了相同的熱軋和熱處理工藝，所以造成四種合金顯微組織上差異的主要原因是合金中加入不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的稀土Y和Ce元素。圖3為Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金第二相粒子SEM 形貌?？梢钥闯觯?dāng)向 Mg－1.5Zn合金中分別添加稀土Y和Ce元素后，即使加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.2%時，稀土Y和Ce元素并未完全溶于Mg基體中，而是以Mg2Y5和Mg3Zn3Y第二相析出物的形式存在于基體和晶界中，而稀土Ce則以MgZnCe的形式存在于基體和晶界中。

綜上所述，在Mg－1.5Zn合金中分別加入稀土Y和Ce元素后，一方面，沿合金軋制方向，形成了細(xì)小彌散的第二相粒子Mg2Y5，Mg3Zn3Y和MgZnCe。細(xì)小彌散的第二相粒子對形變和退火后的顯微組織具有明顯的細(xì)化作用。另一方面，稀土元素Y和Ce的加入有助于合金發(fā)生完全再結(jié)晶，使得晶粒從另一個方式上得到進(jìn)一步的細(xì)化。基于這兩種方式的細(xì)化作用，平均晶粒尺寸為100μm左右的Mg－1.5Zn合金可細(xì)化至12μm左右。但是，稀土Y和Ce元素的過多加入，比如1.0%，將會使得晶粒進(jìn)一步細(xì)化受到阻礙。從圖3可以看出，當(dāng)添加稀土Y和Ce分別為1.0%時，第二相析出物的形貌發(fā)生了一定的變化。從原來相對的細(xì)小圓球狀，發(fā)展成為了相對粗大的短棒狀，這將不利于晶粒尺寸的進(jìn)一步細(xì)化。

2.2 （0002）面織構(gòu)

圖4為450℃熱軋350℃退火1h后Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce實(shí)驗(yàn)合金的（0002）極圖?？梢钥闯?，圖4（a）是鎂合金典型的基面織構(gòu)圖，其最大織構(gòu)強(qiáng)度為13.0［15］。從圖4（b）～（d）中可以看出，微量Y元素的加入可以明顯弱化合金的基面織構(gòu)。Mg－1.5Zn－0.2Y合金熱軋退火后，織構(gòu)較Mg－1.5Zn合金明顯弱化，強(qiáng)度最大值僅為2.7，并且，基面織構(gòu)沿著TD方向發(fā)生分裂，即c軸沿軋板ND方向朝TD方向偏轉(zhuǎn)±30°左右。Mg－1.5Zn－0.5Y合金熱軋退火后，其基面織構(gòu)與Mg－1.5Zn－0.2Y合金相似，基面織構(gòu)強(qiáng)度最大值進(jìn)一步減小到2.4，c軸沿軋板ND方向朝TD方向也偏轉(zhuǎn)±30°左右。與Mg－1.5Zn－0.5Y 相比，Mg－1.5Zn－1.0Y 合金熱軋退火后，基面織構(gòu)強(qiáng)度最大值增加為2.6，且c軸沿軋板ND方向朝TD方向偏轉(zhuǎn)的角度大約為±35°。從圖4（e）～（g）中可以看出，微量Ce元素的加入，同樣具有弱化合金基面織構(gòu)的作用。但與稀土Y元素相比，隨著稀土Ce含量的增多，合金基面織構(gòu)的最大強(qiáng)度值的分布規(guī)律卻略有不同。當(dāng)向Mg－1.5Zn合金中添加0.2%Ce后，（0002）極圖的最大強(qiáng)度值減小到2.2。這比傳統(tǒng)鎂合金的（0002）極圖強(qiáng)度值小很多，Chino等報道的AZ31的（0002）基面最大織構(gòu)強(qiáng)度為20.3［16］。有趣的是，與Mg－Zn－Y 合金實(shí)驗(yàn)結(jié)果類似，Mg－Zn－Ce合金基面織構(gòu)也均向TD方向發(fā)生了一定程度分裂。其中，Mg－1.5Zn－0.5Ce合金中，c軸沿軋板ND方向朝TD方向偏轉(zhuǎn)的角度大約為±25°左右，（0002）極圖最大強(qiáng)度值為2.7。Mg－1.5Zn－1.0Ce合金中，c軸沿軋板ND方向朝TD方向偏轉(zhuǎn)的角度大約為±35°左右，（0002）極圖最大強(qiáng)度值為3.4。

圖4 450℃熱軋350℃退火1h后 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金（0002）極圖（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0CeFig.4 （0002）pole figure of Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys with the rolled at 450℃and subsequently annealed at 350℃for 1h（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0Ce

以上實(shí)驗(yàn)結(jié)果說明，稀土Y和Ce元素對于改善Mg－1.5Zn合金中的織構(gòu)形態(tài)，弱化（0002）面織構(gòu)最大強(qiáng)度具有明顯的作用。對于Mg－Zn－Y合金而言，隨著稀土Y含量的不斷增大，合金（0002）面織構(gòu)最大強(qiáng)度呈現(xiàn)出先減小后增大的趨勢，其中 Mg－1.5Zn－0.5Y達(dá)到最小值2.4。而對于Mg－Zn－Ce合金而言，隨著稀土Ce含量的不斷增大，合金（0002）面織構(gòu)最大強(qiáng)度呈現(xiàn)出逐步緩慢增大的趨勢，其中 Mg－1.5Zn－0.2Ce達(dá)到最小值2.2。稀土元素加入到鎂合金中后，比如Y和Ce，往往可以降低密排六方結(jié)構(gòu)中的軸比值（c／a），減小非基面滑移的臨界剪切應(yīng)力（Critical Resolved Shear Stress，CRSS），使得非基面滑移系統(tǒng)，甚至〈c＋a〉錐面滑移系統(tǒng)開動，進(jìn)而提高鎂合金的力學(xué)性能和成形性能［17，18］。此外，結(jié)合圖1可知，微量稀土Y和Ce加入可以強(qiáng)烈地影響Mg－1.5Zn合金熱軋和退火過程中的再結(jié)晶行為。最終，合金在變形帶處的再結(jié)晶和非基面晶粒的優(yōu)先長大導(dǎo)致了（0002）基面織構(gòu)沿軋板ND方向朝TD方向發(fā)生了不同程度的偏轉(zhuǎn)，這與相關(guān)研究結(jié)果基本一致［15，17］。正是由于這種（0002）基面織構(gòu)強(qiáng)度的降低和TD分裂的特點(diǎn)，使得合金成形性能的提高才具有了相當(dāng)大的提升空間。

2.3 室溫力學(xué)性能

圖5 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金室溫力學(xué)性能（a）力學(xué)性能；（b）r值；（1）Mg－Zn－Y合金；（2）Mg－Zn－Ce合金Fig.5 Mechanical properties of Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys at room temperature（a）mechanical property；（b）r value；（1）Mg－Zn－Y alloy；（2）Mg－Zn－Ce alloy

圖5為Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金室溫力學(xué)性能。其中實(shí)線對應(yīng)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度指標(biāo)，虛線對應(yīng)伸長率指標(biāo)。圖5（a－1），（b－1）為450℃熱軋350℃退火1h后Mg－Zn－Y合金的室溫力學(xué)性能，可以看出，兩種實(shí)驗(yàn)合金在RD、45°和TD方向上抗拉強(qiáng)度較為接近，但是屈服強(qiáng)度、伸長率和r值存在明顯差異，這與合金熱軋退火后的織構(gòu)密切相關(guān)。Mg－1.5Zn－0.2Y，Mg－1.5Zn－0.5Y和Mg－1.5Zn－1.0Y 合金平均r值分別為0.75，0.79和0.76，與不加稀土的鎂合金相比，其室溫成形性能更佳。唐偉琴等［19］研究表明，熱軋鎂合金薄板具有以（0001）基面平行于軋面為主的板織構(gòu)，具有顯著的力學(xué)性能各向異性。這表明稀土Y元素的加入有利于板材成形。此外，值得注意的是，Mg－1.5Zn合金在TD方向的伸長率為9.3%，小于其在45°和RD方向的值（分別為16.4%和14%）。當(dāng)加入稀土Y元素之后，Mg－Zn－Y合金在TD方向的伸長率總是略高于其在RD方向的值，而RD方向的值也略高于其在45°方向的值。Mg－1.5Zn－0.5Y的伸長率在TD方向達(dá)到最大，為23.0%。Mg－1.5Zn－1.0Y 合金在RD方向的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大，為252MPa。并且，隨著稀土Y含量的不斷增多，Mg－Zn－Y合金在各個方向的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都在不斷地增加。與Mg－1.5Zn合金相比，無論是合金的強(qiáng)度指標(biāo)，還是塑性指標(biāo)，Mg－Zn－Y合金的各項(xiàng)性能均得到了很大的提高。

圖5（a－2），（b－2）為450℃熱軋350℃退火1h后Mg－Zn－Ce合金的室溫力學(xué)性能。與Mg－Zn－Y合金結(jié)果類似的是，隨著Ce含量的增加，Mg－Zn－Ce合金在各個方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度基本保持不斷增加的趨勢。對于Mg－Zn－Y合金，隨Y含量的增多，伸長率呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，而 Mg－Zn－Ce合金卻隨著Ce含量的增加呈現(xiàn)出不斷減小的趨勢。其中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金伸長率達(dá)到最大值27%，比 Mg－1.5Zn－0.5Y合金提高了4%，說明微量稀土Ce對于塑性的貢獻(xiàn)明顯高于稀土Y元素。此外，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金的r值也明顯高于Mg－Zn－Y合金，如圖5（b－2）所示。說明Ce元素更有利于成形性能的提高。本實(shí)驗(yàn)合金熱軋退火后雖然織構(gòu)明顯弱化，但是，其基面法向沿軋板TD方向發(fā)生偏轉(zhuǎn)，使得不同方向上的取向強(qiáng)度不均勻，造成試樣在不同方向上的性能不同，其中 Mg－1.5Zn－0.2Y和Mg－1.5Zn－1.0Ce合金在TD方向上的屈服強(qiáng)度較低，分別為121，198MPa，說明在拉伸過程中，合金在TD方向處于軟取向位置，有利于滑移變形的發(fā)生。

在Mg－1.5Zn合金中分別加入稀土Y和Ce元素后，由于形成了細(xì)小彌散的第二相粒子 Mg2Y5，Mg3Zn3Y和MgZnCe，Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金晶粒尺寸得到了很大程度的細(xì)化。而且，稀土Y和Ce元素對弱化 Mg－1.5Zn（0002）面織構(gòu)和改善織構(gòu)分布具有顯著作用?；谝陨蟽牲c(diǎn)，使得鎂合金中的非基面滑移系統(tǒng)，甚至〈c＋a〉錐面滑移系統(tǒng)開動，進(jìn)而使得伸長率最大值可達(dá)23%～27%，同時，室溫成形指標(biāo)r值也比較接近1.0。另一方面，稀土Y和Ce對于提高M(jìn)g－1.5Zn合金性能有著類似的規(guī)律，即適量的稀土將有利于合金力學(xué)性能的最大化提高，而過量添加則會導(dǎo)致合金力學(xué)性能的下降。就本實(shí)驗(yàn)而言，0.5%Y和0.2%Ce是最佳含量。

圖6為450℃熱軋350℃退火1h后 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金在軋制方向拉伸斷口的SEM 形貌?？梢钥闯?，Mg－1.5Zn中沒有發(fā)現(xiàn)第二相粒子，斷口具有解理特征（圖6（a））。加入稀土Y元素之后（圖6（b）～（d）），斷口不但具有韌窩，而且形成了一定量彌散的第二相粒子 Mg2Y5和Mg3Zn3Y。Mg－1.5Zn－0.2Y合金的拉伸斷口中第二相粒子比較細(xì)小，尺寸大約在1μm左右；隨著合金中 Y元素的增加，Mg－1.5Zn－0.5Y合金中第二相粒子稍有增多，并且尺寸也有所增大（2μm 左右）；Mg－1.5Zn－1.0Y 合金相比其他兩種合金而言，由于Y元素含量進(jìn)一步增大，第二相粒子分布明顯增多、增大，尺寸大約在5μm左右。由圖5（e）～（g）可以看出，加入稀土Ce元素之后斷口特征與加入稀土Y元素類似，都具有韌窩特征，并伴隨第二相粒子 MgZnCe的生成。其中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金中第二相粒子大小約為0.4μm；隨著Ce含量的增加，Mg－1.5Zn－0.5Ce和Mg－1.5Zn－1.0Ce合金中的第二相粒子數(shù)目明顯增加，且相對比較粗大。

一般來說，細(xì)小彌散的第二相粒子作為異質(zhì)形核的核心從而促進(jìn)再結(jié)晶，而粗大的析出物則阻礙再結(jié)晶過程中晶界的遷移和長大，影響織構(gòu)發(fā)展，使材料的r值降低［20］。而粗大的第二相更容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，材料在變形過程中更容易開裂，進(jìn)而影響其后期進(jìn)一步加工成形。在Mg－1.5Zn－1.0Y實(shí)驗(yàn)合金中，過量的Y元素使得合金產(chǎn)生大量相對粗大的Mg2Y5和Mg3Zn3Y第二相析出物，使得其伸長率相對于Mg－1.5Zn－0.2Y要低一些。在Mg－1.5Zn－1.0Ce合金中，由于MgZnCe第二相粒子相對粗大，雖然其（0002）極圖的最大強(qiáng)度僅為3.4，但從表3可以看出，其伸長率相對其他兩組加入Ce元素的合金要低很多，比如TD方向僅為13.4%，RD方向僅為13.9%。這也是導(dǎo)致其在15%條件下測試r值實(shí)驗(yàn)時試樣斷裂的原因。

2.4 室溫成形性能

圖7為熱軋退火后 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce實(shí)驗(yàn)合金的埃里克森杯突實(shí)驗(yàn)結(jié)果。可以看出，Mg－1.5Zn合金的室溫成形性能較差，埃里克森杯突值僅為2.6。分別加入稀土Y和Ce元素后，合金的室溫成形性得到了明顯的提高。在Mg－Zn－Y 體系中，Mg－1.5Zn－0.5Y合金的室溫成形性能最好，埃里克森杯突值達(dá)到4.81；然而在Mg－Zn－Ce體系中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金的室溫成形性能最好，埃里克森杯突值達(dá)到5.46。

隨著合金中Y元素含量的增加，合金的IE值先增加后減小，但三組實(shí)驗(yàn)的IE值差別不是很大。說明稀土Y元素可以有效地提高合金的室溫成形性能，但是過多Y元素的加入反而不利于室溫成形性能的提高，此結(jié)果與圖4（b）～（d）中 Mg－Zn－Y的織構(gòu)強(qiáng)度變化相對應(yīng)。同時，隨著Ce元素含量的增加，Mg－Zn－Ce合金的杯突值不斷減小，且當(dāng)添加1.0%的Ce元素后，IE值減小很大，僅為3.84。說明過多稀土Ce的添加不利于合金成形性能的提高。鎂合金的板材織構(gòu)與其成形性能關(guān)系密切，當(dāng)分別添加稀土Y和Ce元素后，織構(gòu)向TD方向偏轉(zhuǎn)一定角度，且經(jīng)過Erichsen實(shí)驗(yàn)后板材表面裂紋平行于TD方向。說明稀土Y和Ce元素具有改變（0002）面織構(gòu)分布、降低織構(gòu)強(qiáng)度的作用。究其本質(zhì)原因，相關(guān)研究表明稀土元素的加入，可以降低c軸的長度和軸比c／a，使得非基面滑移在室溫下更容易進(jìn)行，進(jìn)而提高合金的力學(xué)性能和成形性能［18］。

圖7 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金的埃里克森杯突實(shí)驗(yàn)Fig.7 The Erichsen test of Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0Ce

3 結(jié)論

（1）在Mg－1.5Zn合金中加入稀土元素Y后形成了彌散的第二相粒子Mg2Y5和Mg3Zn3Y，加入稀土元素Ce形成了彌散的第二相粒子MgZnCe，不僅促進(jìn)了合金的再結(jié)晶行為，而且也起到了細(xì)晶強(qiáng)化的作用，使得合金的強(qiáng)度和塑性均有很大提高。Mg－Zn－Y體系中，Mg－1.5Zn－0.5Y合金的伸長率最大，為23.0%，Mg－1.5Zn－1.0Y 合金的抗拉強(qiáng)度最大，為252MPa。Mg－Zn－Ce體系中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金的伸長率達(dá)到最大，為27%，Mg－1.5Zn－1.0Ce合金抗拉強(qiáng)度最大，為220MPa。

（2）稀土元素Y和Ce元素可以有效地降低合金的（0002）基面織構(gòu)強(qiáng)度，改變織構(gòu)分布，使c軸由ND方向朝TD方向偏轉(zhuǎn)一定的角度，提高了合金的室溫成形性能，其中 Mg－1.5Zn－0.2Ce合金成形性能最好，其IE＝5.46。

（3）過多稀土Y和Ce元素的加入，導(dǎo)致第二相粒子有所粗大，不利于合金的力學(xué)性能和成形性能的進(jìn)一步提高。Mg－Zn－Y體系中，Mg－1.5Zn－0.5Y合金綜合性能最好。Mg－Zn－Ce體系中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金綜合性能最好。

［1］CHINO Y，HUANG X，SUZUKI K，et al.Influence of Zn concentration on stretch formability at room temperature of Mg－Zn－Ce alloy［J］.Materials Science and Engineering：A，2010，528（2）：566－572.

［2］康峰，程平，吳海英.鎂合金中〈c＋a〉錐面滑移系開動的條件［J］.材料導(dǎo)報，2012，26（19）：141－144.KANG F，CHENG P，WU H Y.The activation condition of〈c＋a〉non－basal slip in magnesium alloys［J］.Materials Review，2012，26（19）：141－144.

［3］YOO M H.Slip，twinning，and fracture in hexagonal closedpacked metals［J］.Metallurgical Transaction A，1981，12（3）：471.

［4］MATHIS K，NVILAS K，AXT A，et al.The evolution of nonbasal dislocations as a function of deformation temperature in pure magnesium determined by X－ray diffraction［J］.Acta Materialia，2004，52（10）：2889－2894.

［5］QIAN MA，DAS A.Grain refinement of magnesium alloys by zirconium：formation of equiaxed grains［J］.Scripta Materialia，2006，54（5）：881－886.

［6］WANG Y N，HUANG J C.Texture analysis in hexagonal materials［J］.Materials Chemistry Physics，2003，81（1）：11－26.

［7］AGEW S R，YOO M H，TOME C N.Application of texture simulation to understanding mechanical behavior of Mg and solid solution alloys containing Li or Y［J］.Acta Mater，2001，49（20）：4277－4289.

［8］PEREZ－PRADO M T，DEL VALLE J A，RUANO O A.Effect of sheet thickness on the microstructural evolution of an Mg AZ61 alloy during large strain hot rolling［J］.Scripta Materialia，2003，50（5）：667－671.

［9］STANFORD N.Micro－alloying Mg with Y，Ce，Gd and La for texture modification：a comparative study［J］.Materials Science and Engineering：A，2010，527（10）：2669－2677.

［10］DOBRON P，BALIK J，CHMELIK F，et al.A study of mechanical anisotropy of Mg－Zn－rare earth alloy sheet［J］.Journal of Alloys and Compounds，2014，588（11）：628－632.

［11］HUANG X S，SUZUKI K，CHINO Y.Static recrystallization and mechanical properties of Mg－4Y－3RE magnesium alloy sheet processed by differential speed rolling at 823K［J］.Materials Science and Engineering：A，2012，538（1）：281－287.

［12］BOHLEN J，NURNBERG M R，SENN J W，et al.The texture and anisotropy of magnesium－zinc－rare earth alloy sheets［J］.Acta Materialia，2007，55（6）：2101－2112.

［13］TONG G D，LIU H F，LIU Y H.Effect of rare earth additions on microstructure and mechanical properties of AZ91magnesium alloys［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2010，20：336－340.

［14］張?jiān)姴?，段漢橋，蔡啟舟，等.主要合金元素對鎂合金組織和性能的影響［J］.鑄造，2001，50（6）：310－315.ZHANG S C，DUAN H Q，CAI Q Z，et al.Effect of the main alloying elements on microstructure and properties of magnesium alloys［J］.Foundry，2001，50（6）：310－315.

［15］KIM D W，SUH B C，SHIM M S，et al.Texture evolution in Mg－Zn－Ca alloy sheets［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2013，44（7）：2950－2961.

［16］CHINO Y，KIMURA K，MABUCHI M.Deformation characteristics at room temperature under biaxial tensile stress in textured AZ31Mg alloy sheets［J］.Acta Materialia，2009，57（5）：1476－1485.

［17］CHINO Y，KADO M，MABUCHI M.Enhancement of tensile ductility and stretch formability of magnesium by addition of 0.2Ce［J］.Materials Science and Engineering：A，2008，494（1）：343－349.

［18］CHINO Y，SASSA K，MABUCHI M.Texture and stretch formability of a rolled Mg－Zn alloy containing dilute content of Y［J］.Materials Science and Engineering：A，2009，513（1）：394－400.

［19］唐偉琴，張少睿，范曉慧，等.AZ31鎂合金的織構(gòu)對其力學(xué)性能的影響［J］.中國有色金屬學(xué)報，2010，20（3）：371－378.TANG W Q，ZHANG S R，F(xiàn)AN X H，et al.Texture and its effect on mechanical properties of AZ31magnesium alloy［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2010，20（3）：371－378.

［20］YI S，BOHLEN J，HEINEMANN F，et al.Mechanical anisotropy and deep drawing behaviour of AZ31and ZE10magnesium alloy sheets［J］.Acta Materialia，2009，58（2）：592－605.