稀土Y對(duì)Mg-6Zn-1Mn合金顯微組織和力學(xué)性能的影響＊

張紅菊，張丁非，潘復(fù)生

(1. 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 重慶 400045；2. 國(guó)家鎂合金材料工程技術(shù)研究中心，重慶 400044；3.重慶市科學(xué)技術(shù)研究院，重慶 401123)

稀土Y對(duì)Mg-6Zn-1Mn合金顯微組織和力學(xué)性能的影響＊

張紅菊1, 2，張丁非1, 2，潘復(fù)生1,2,3

(1. 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 重慶 400045；2. 國(guó)家鎂合金材料工程技術(shù)研究中心，重慶 400044；3.重慶市科學(xué)技術(shù)研究院，重慶 401123)

利用光學(xué)顯微鏡、X射線衍射儀、掃描電子顯微鏡、萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)等手段，系統(tǒng)研究了不同含量Y(1%～6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))對(duì)Mg-6Zn-1Mn合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，隨著Y的不斷增加，Mg-6Zn-1Mn系鑄態(tài)合金主要物相演變規(guī)律為α-Mg+ Mg7Zn3→α-Mg+I→α-Mg+W→α-Mg+X，這主要?dú)w因于不同的Zn/Y原子比。研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Y含量低于2%時(shí)，擠壓可使晶界和晶粒內(nèi)部析出細(xì)小彌散的第二相，同時(shí)提高了合金強(qiáng)度和室溫延展性。而隨著Y的進(jìn)一步增加，第二相顆粒變大，且主要存在于晶界，熱擠壓過程中晶粒不易被擠碎，弱化了析出相與基體的界面能，最終使得擠壓態(tài)合金綜合力學(xué)性能降低。

Mg-6Zn-1Mn鎂合金；稀土Y；顯微組織；力學(xué)性能

0 引 言

鎂合金具有高的比強(qiáng)度、良好的導(dǎo)熱導(dǎo)電性、阻尼減振、電磁屏蔽等優(yōu)異性能，在交通、電子通訊、航空航天等領(lǐng)域展現(xiàn)了廣闊的應(yīng)用前景。然而，鎂合金屬于密排六方晶體結(jié)構(gòu)，滑移系少，使得其室溫塑性較差，同時(shí)其相對(duì)強(qiáng)度較低[1-2]，這嚴(yán)重限制了鎂合金作為結(jié)構(gòu)材料的廣泛應(yīng)用。因此，發(fā)展高強(qiáng)高韌鎂合金，已成為當(dāng)前結(jié)構(gòu)材料前沿領(lǐng)域的熱門課題，具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。

已有結(jié)果表明，稀土元素能夠顯著強(qiáng)化鎂合金，提高鎂合金的耐熱性能，同時(shí)還能減少顯微疏松和熱裂傾向，改善合金鑄造性能和加工性能等[3]。尤其是Homma等[4]近來開發(fā)的MgGdYZnZr鎂合金，經(jīng)T5處理后抗拉強(qiáng)度高達(dá)542 MPa，將高強(qiáng)稀土鎂合金研發(fā)推向一個(gè)新的研究熱潮。在眾多稀土中，Y因其相對(duì)較低的成本和良好抗氧化性能而備受關(guān)注。Wang等[5]研究了Y對(duì)MgZnYZr合金的相組成及室溫力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)適量的Y能顯著細(xì)化晶粒，但超過某臨界值后，晶粒幾乎不再顯著改變。Lee等[6]研究發(fā)現(xiàn)，少量的稀土Y能夠明顯提高AZ91鎂合金的斷裂韌性，作者將其歸因于微量Y使得鎂合金在變形過程中，晶粒內(nèi)部平面滑移帶和孿晶積聚，合金獲得了較高的韌性。Yang等[7]研究了Y對(duì)MgSnCa三元合金相演變及力學(xué)性能的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Y含量低于0.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，鎂合金并未形成新相。當(dāng)稀土含量在0.5%～1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，合金中析出MgSnY新相，同時(shí)能夠細(xì)化CaMgSn三元相，顯著改善了鎂合金的室溫拉伸性能。進(jìn)一步地，Stanford[8]研究了MgY二元合金擠壓態(tài)的晶粒尺寸及織構(gòu)。結(jié)果表明，稀土Y對(duì)擠壓力的大小影響不明顯，但能夠明顯細(xì)化擠壓態(tài)合金晶粒，晶粒尺寸與Y含量幾乎無關(guān)。

綜上可知，稀土Y可細(xì)化鎂合金晶粒，改善鎂合金綜合力學(xué)性能。然而，稀土Y對(duì)不同鎂合金體系的強(qiáng)化作用明顯不同，其對(duì)鎂合金析出相的演變規(guī)律，目前還不清晰。本文基于課題組近期開發(fā)的Mg-6Zn-1Mn合金，系統(tǒng)研究了稀土Y對(duì)Mg-6Zn-1Mn合金顯微組織及室溫力學(xué)性能的影響，并探討稀土Y對(duì)Mg-6Zn-1Mn合金的強(qiáng)化機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

采用真空感應(yīng)爐熔煉Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0，1%，2%，3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金鑄錠，原料采用工業(yè)純Mg、純Zn、Mg-3.43%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Mn中間合金以及Mg-30.29%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Y中間合金。利用X射線熒光光譜儀XRF-1800測(cè)定合金鑄錠成分，結(jié)果如表1所示。采用Perkin Elmer DSC-8000熱分析手段研究了析出相的熱穩(wěn)定性。

合金鑄錠去皮，放入熱處理爐中進(jìn)行420 ℃/6 h+510 ℃/12 h的均勻化處理，再在360 ℃進(jìn)行擠壓，擠壓比為25。將擠壓后的合金棒材，按照國(guó)標(biāo)GB/T228-2002制成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，標(biāo)距為50 mm，標(biāo)距內(nèi)直徑為5 mm，在新三思CMT-5105電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行力學(xué)測(cè)試，拉伸速率為3 mm/min。利用NEISS NEOPHOT 30型光學(xué)顯微鏡、D/MAX-2500PC型X射線衍射儀、TESCAN VEGA ⅡLMU掃描電鏡配備OXFORD INCA Energy 350能譜分析儀等手段研究合金鑄態(tài)和擠壓態(tài)的微觀組織、物相、微區(qū)成分以及合金斷口的形貌特征。

表1 Mg-6Zn-1Mn-xY系鎂合金的實(shí)際成分

Table 1 The chemical compositions of the Mg-6Zn-1Mn-xY alloys

化學(xué)成分YMnZnMgMg-6Zn-1Mn00.725.62余量Mg-6Zn-1Mn-1Y0.720.815.94余量Mg-6Zn-1Mn-2Y1.830.785.74余量Mg-6Zn-1Mn-3Y2.820.775.88余量Mg-6Zn-1Mn-6Y6.080.825.45余量

2 結(jié)果與討論

2.1 稀土Y對(duì)合金鑄態(tài)組織的影響

圖1為Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0，1%，2%，3%，6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金鑄錠微觀組織。由圖1可以看到，原始Mg-6Zn-1Mn合金主要由粗大的α-Mg樹枝晶、枝晶間及枝晶臂間的Mg7Zn3共晶化合物所組成[7]，枝晶間距約100 μm。當(dāng)Y含量為1%時(shí)，共晶化合物明顯增多，主要偏聚于枝晶，枝晶間距約為15 μm，枝晶明顯細(xì)化，這表明少量稀土Y的添加可顯著細(xì)化Mg-6Zn-1Mn鑄態(tài)合金。當(dāng)Y含量達(dá)到2%時(shí)，枝晶反而粗化，枝晶間距達(dá)到80 μm左右，共晶化合物呈魚骨狀連成網(wǎng)狀。進(jìn)一步增加Y至3%時(shí)，枝晶再次細(xì)化，枝晶間距減小到約14 μm，共晶化合物呈網(wǎng)狀分布。

圖1 鑄態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY合金的微觀組織

當(dāng)稀土Y增加至6%時(shí)，枝晶再次粗化，共晶化合物呈魚骨狀和片層狀相間。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，稀土Y對(duì)于Mg-6Zn-1Mn鑄態(tài)合金的微觀組織呈拋物線式細(xì)化規(guī)律。

圖2為鑄態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0，1%，2%，3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金對(duì)應(yīng)的XRD圖譜。初始Mg-6Zn-1Mn合金主要由α-Mg基體相和Mg7Zn3相組成。當(dāng)添加1%稀土Y時(shí)，Mg7Zn3相的衍射峰強(qiáng)度明顯降低，合金中出現(xiàn)了Mg3YZn6相[9-13]，稱為I相，是一種具有二十面體的準(zhǔn)晶相，I相界面能低，能與基體之間形成穩(wěn)定的界面，有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，強(qiáng)化合金基體。當(dāng)Y含量達(dá)到2%時(shí)，部分I相轉(zhuǎn)化為W相。W相為Mg3Y2Zn3，是一種立方晶體結(jié)構(gòu)的準(zhǔn)晶相。當(dāng)合金Y含量達(dá)到3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，共晶化合物主要為W相。進(jìn)一步增加Y至6%時(shí)，合金中除了W相還出現(xiàn)了X相，X相為Mg12YZn，其晶體結(jié)構(gòu)為六方晶體結(jié)構(gòu)。XRD結(jié)果表明，隨著稀土Y含量的變化，鑄態(tài)Mg-6Zn-1Mn系合金中物相主要演變規(guī)律為α-Mg+ Mg7Zn3→α-Mg+I→α-Mg+W→α-Mg+X。分析認(rèn)為，Mg-6Zn-1Mn合金添加1%，2%，3%的稀土Y時(shí)，其Zn/Y原子比分別為6，3，2。當(dāng)Zn/Y原子比高于4.38時(shí)，Y與Zn成分配比滿足形成I相條件，在晶界處形成I相準(zhǔn)晶相；當(dāng)Zn含量較低時(shí)，Zn/Y原子比介于4.38和1.10之間時(shí)，Zn與Y不滿足形成I相的條件，Y與Zn能形成W相，且W相隨著Zn/Y原子比的降低而增多[14-15]。因此，Mg-6Zn-1Mn-Y系合金析出相從I相演變?yōu)閃相。進(jìn)一步地，隨著稀土Y含量增至6%，Zn/Y原子比減小至1，稀土Y不再完全參與形成I相和W相。代替的是，合金中以Mg12YZn的X相為主[16]。

圖2 鑄態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0, 1%，2%，3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金的XRD圖譜

Fig 2 X-ray diffraction patterns of as-cast Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0, 1%, 2%, 3%, 6wt%) alloys

圖3為Mg-6Zn-1Mn-xY (x=0, 1%，2%，3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金的DSC曲線。由圖3可知，在Mg-6Zn-1Mn合金整體熔化前約347 ℃的熔化峰，可能對(duì)應(yīng)了Mg7Zn3相；隨著稀土Y的摻雜，Mg7Zn3相逐步分解，而出現(xiàn)了新的物相，生成了I相，Mg7Zn3相熔化峰逐步消失，這與XRD的結(jié)果一致；當(dāng)稀土Y含量增至2%時(shí)，合金中除了有I相的熔化峰，還出現(xiàn)了新的熔化峰，對(duì)應(yīng)了W相；當(dāng)稀土Y的含量增加至3%時(shí)，I相的熔化峰消失，說明I相幾乎全部轉(zhuǎn)化為W相；當(dāng)Y增加至6%時(shí)，析出相熔化峰的溫度較3%Y的合金低，說明X相的熔點(diǎn)低于W相的熔點(diǎn)。

圖3 鑄態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0, 1%，2%，3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金的DSC曲線

Fig 3 DSC curves of Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0, 1%, 2%, 3%, 6wt%) alloys

2.2 添加稀土Y對(duì)合金擠壓態(tài)組織的影響

圖4為擠壓態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0, 1%，2%，3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金的微觀組織SEM形貌圖。

圖4 Mg-6Zn-1Mn-xY合金擠壓態(tài)顯微組織

從圖4可知，添加少量稀土Y(1%)時(shí)，組織中有明顯的再結(jié)晶晶粒，第二相顆粒細(xì)小、彌散分布在晶界和晶體內(nèi)部；隨著Y含量增加，晶粒減小，第二相顆粒明顯減少，主要分布于晶界上，而且晶界變寬；當(dāng)稀土Y含量增加至3%及以上時(shí)，晶粒顯示不全，表現(xiàn)出不完全動(dòng)態(tài)結(jié)晶?？傮w上，添加稀土Y的鎂合金，經(jīng)過360 ℃熱擠壓變形后，合金組織細(xì)化。當(dāng)Y含量較少時(shí)(2%及以下)，熱擠壓可使晶界和晶粒內(nèi)部析出細(xì)小彌撒的第二相，而且這些彌撒的第二相能夠釘軋動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶核，使得動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大以及形核受阻，使合金具有了彌散強(qiáng)化的效果。隨著稀土Y含量的增加，第二相顆粒變大，主要存在于晶界，且合金中的共晶相數(shù)量增多、尺寸變大，熱擠壓過程中晶粒越不易被擠碎、細(xì)化[5]。分析認(rèn)為，含Y的第二相為高溫穩(wěn)定相，在擠壓過程中主要起阻礙晶界和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶作用。隨著稀土Y的添加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生導(dǎo)致晶粒不斷細(xì)化。然而，過量的稀土Y使得合金在熔煉冷卻過程中生成的第二相數(shù)量增加，導(dǎo)致Mg12YZn的X相開始聚集長(zhǎng)大，均勻彌散強(qiáng)度降低，合金晶粒尺寸粗化。

2.3 稀土Y對(duì)合金力學(xué)性能的影響

圖5(a)示出了擠壓態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0, 1%，2%，3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金室溫拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線。隨著Y含量的增加，擠壓態(tài)合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨之增加。合金延伸率變化比較復(fù)雜，相對(duì)于原始合金，Mg-6Zn-1Mn-1Y和Mg-6Zn-1Mn-3Y合金的延伸率大幅提高，Mg-6Zn-1Mn-2Y延伸率變化不明顯。當(dāng)Y含量添加至6%時(shí)，合金延伸率大幅下降(詳見圖5(b))。可見，當(dāng)Y含量為3%時(shí)，擠壓態(tài)合金具有高的屈服強(qiáng)度和較好的室溫塑性。當(dāng)Y添加至6%時(shí)，盡管屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度大幅提高，但延伸率急劇下降。分析認(rèn)為，隨著Y含量的增加，晶粒尺寸減小，晶界增多，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，因而合金強(qiáng)度逐步提高。晶粒尺寸越小，晶粒內(nèi)部和晶界附近的應(yīng)變相差越小，變形越均勻，應(yīng)力集中引起開裂的機(jī)會(huì)也就越小，因而合金在斷裂之前承受的變形量也越大，故合金的延伸率也就越高[17]。然而，當(dāng)Y含量超過3%時(shí)，合金基體存在大量未溶的大尺寸第二相，位錯(cuò)在大的第二相顆粒周圍塞積，造成較大的應(yīng)力集中，使得合金的延伸率大幅下降。

圖5 擠壓態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0, 1%，2%，3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))合金的室溫力學(xué)性能

Fig 5 The mechanical properties of extruded Mg-6Zn-1Mn-xY(x=0, 1%, 2%, 3%, 6wt%) alloys

圖6為擠壓態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY合金的斷口形貌圖。

圖6 擠壓態(tài)Mg-6Zn-1Mn-xY合金斷口形貌圖

擠壓態(tài)Mg-6Zn-1Mn合金整體呈現(xiàn)韌性斷裂，主要以等軸韌窩的形式呈現(xiàn)。分析認(rèn)為，隨著外載荷的增加，當(dāng)超過臨界屈服強(qiáng)度時(shí)，合金中微孔或微裂紋開始萌生。當(dāng)合金變形超過其塑性極限時(shí)，原子結(jié)合鍵能被打斷，發(fā)生最終斷裂，而最初的微孔或微裂紋演變?yōu)轫g窩狀。擠壓態(tài)Mg-6Zn-Mn-Y合金，其晶粒比較均勻，動(dòng)態(tài)結(jié)晶比較徹底。因此，與原始合金類似，合金展現(xiàn)了較好的室溫延展性，其斷口形貌的韌窩也較大。相反，隨著Y的增加，擠壓態(tài)合金微觀組織中出現(xiàn)明顯的加工流線，動(dòng)態(tài)結(jié)晶不夠徹底而使得晶粒大小不均勻，尤其是當(dāng)Y增加至6.0%時(shí)，仍然有些塊狀的共晶相存在。而這些不均勻組織及塊狀相的出現(xiàn)，減弱了析出相與基體的界面能，隨著外載荷的增加，微裂紋萌生擴(kuò)展路徑發(fā)生變化，加劇了裂紋的擴(kuò)展和最終失效，即使合金整體上仍以韌性斷裂的形式呈現(xiàn)，但其韌窩尺寸已經(jīng)明顯減小，合金塑性變差，在合金斷口上也可發(fā)現(xiàn)一些夾雜物的存在，如圖中箭頭所示。

3 結(jié) 論

通過調(diào)控稀土Y的含量，系統(tǒng)研究了Y對(duì)Mg-6Zn-1Mn合金顯微組織及室溫力學(xué)性能的影響，主要獲得了以下結(jié)論：

(1) 在Mg-6Zn-1Mn鑄態(tài)合金中，隨著Y含量的增加，合金中物相主要演變規(guī)律為α-Mg+ Mg7Zn3→α-Mg+I→α-Mg+W→α-Mg+X，這主要?dú)w因于Zn/Y原子比的不同造成的。研究發(fā)現(xiàn)，I相主要偏聚于枝晶存在，W相在合金中以魚骨狀的形式存在，X相多以片層狀形式存在。

(2) 當(dāng)Y含量較少時(shí)，擠壓可使晶界和晶粒內(nèi)部析出細(xì)小彌散的第二相，能夠釘軋動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶核，使得動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大以及形核受阻，從而使合金具有彌散強(qiáng)化的效果，提高合金強(qiáng)度的同時(shí)，也具有較好的室溫延展性。

(3) 隨著Y的大量增加，第二相顆粒變大，主要存在于晶界，熱擠壓過程中晶粒不易被擠碎、細(xì)化，而這些不均勻組織及塊狀相的出現(xiàn)，減弱了析出相與基體的界面能，加劇了裂紋的擴(kuò)展和最終失效，在合金斷口上也證實(shí)了一些夾雜物的存在，最終使得合金綜合力學(xué)性能降低。

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Effect of Y addition on the microstructure and mechanical properties of Mg-6Zn-1Mn magnesium alloy

ZHANG Hongju1,2，ZHANG Dingfei1,2，PAN Fusheng1,2,3

(1. College of Materials Science and Engineering, Chongqing University, Chongqing 400045, China;2. National Engineering Research Center for Magnesium Alloys,Chongqing University, Chongqing 400044, China；3. Chongqing Academy of Science and Technology, Chongqing 401123,China)

The microstructure and mechanical properties of Mg-6Zn-1Mn magnesium alloy with different Y content were investigated by OM, XRD and tensile testing, respectively. It was found that the phase evolution with the Y content of as-cast ZM61 magnesium alloys was α-Mg+ Mg7Zn3→α-Mg+I→α-Mg+W→α-Mg+X, which is mainly attributed to the different atomic ratio of Zn/Y. when the Y content was lower than 2%, the extruded ZM61 magnesium alloys show a high strength and good ductility due to the precipitation of fine second phase under extrusion. In addition, dimple size is larger from the fracture surface. With the incensement of Y, the second phase particles, mainly precipiting on the grain boundary, become larger, which is difficult to be crushed and refined under the hot extrusion process. Therefore, the comprehensive mechanical properties of extruded alloys decrease due to the weakening interfacial energy of the precipitates and matrix.

Mg-6Zn-1Mn magnesium alloy；Y；microstructure；mechanical property

1001-9731(2016)12-12014-05

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃(973計(jì)劃)資助項(xiàng)目(2013CB632200)；國(guó)家自然科學(xué)基金面上資助項(xiàng)目(51571040)；國(guó)家自然科學(xué)基金重點(diǎn)資助項(xiàng)目(51531002)

2015-12-16

2016-03-23 通訊作者：張丁非，E-mail: zhangdingfei@cqu.edu.cn

張紅菊(1982-)，女，湖北荊州人，博士，從事高強(qiáng)鎂合金的開發(fā)及加工成型。

TG146.2+2

A

10.3969/j.issn.1001-9731.2016.12.003