王 軍，朱秀榮，徐永東，王 榮，聶景江，張立君

(中國(guó)兵器科學(xué)研究院 寧波分院，寧波 315103)

鎂作為最輕的工程金屬材料，具有密度小、比強(qiáng)度及比剛度高、阻尼性好、電磁屏蔽能力強(qiáng)和易于回收等一系列獨(dú)特的優(yōu)點(diǎn)，滿足了航空、航天、汽車工業(yè)對(duì)減質(zhì)量、節(jié)能的要求，并可替代工程塑料以滿足3C產(chǎn)品的輕、薄、小型化、高集成度以及環(huán)保方面的要求，成為汽車和3C產(chǎn)業(yè)的重要使用材料。因此，鎂合金被譽(yù)為“21世紀(jì)的綠色工程材料”[1-4]。與鑄造鎂合金相比，變形鎂合金更具發(fā)展前途與潛力，通過變形可以生產(chǎn)尺寸多樣的板、棒、管、型材及鍛件產(chǎn)品，并且可以通過材料組織的控制和熱處理工藝的應(yīng)用，獲得比鑄造鎂合金材料更高的強(qiáng)度、更好的延展性、更多樣化力學(xué)性能的材料，從而滿足更多結(jié)構(gòu)件的需要[5]。

通過添加稀土元素來提高鎂合金的性能是行之有效的方法[6-10]。已有不少關(guān)于利用稀土添加來提高傳統(tǒng)Mg-Al系變形鎂合金性能的文獻(xiàn)報(bào)道，例如AZ31[11]和AZ61[12-13]，針對(duì)含Al較高的AZ80鎂合金的稀土添加的相關(guān)文獻(xiàn)則較少。對(duì)于AZ31和AZ61合金，由于Al含量較低，合金不具有熱處理強(qiáng)化效果，因此，可以通過添加少量稀土的細(xì)化晶粒作用來改善合金的力學(xué)性能，但AZ80鎂合金是商業(yè)變形Mg-Al合金中強(qiáng)度最高且唯一可以進(jìn)行淬火時(shí)效強(qiáng)化的合金，由于稀土元素能夠和Al生成高熔點(diǎn)的化合物，從而降低了固溶處理后α-Mg基體中的Al含量，因此，添加稀土后是否對(duì)AZ80合金的時(shí)效強(qiáng)化作用有影響并不清楚。本文作者以AZ80合金為研究對(duì)象，研究添加稀土Ce和Y元素對(duì)AZ80合金的熔煉過程、微觀組織和力學(xué)性能的影響，并為稀土鎂合金的進(jìn)一步開發(fā)和應(yīng)用提供實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)合金采用純鎂、純鋅和純鋁及Mg-20%Ce(質(zhì)量分?jǐn)?shù))、Mg-30%Y、Al-13%Mn的中間合金配制，合金成分如表1所列。在電阻爐中熔煉，采用熔劑保護(hù)，740℃進(jìn)行精煉，精煉后加入稀土元素，攪拌后靜置30 min，然后降溫至640℃進(jìn)行除鐵，升溫至680℃，采用半連續(xù)鑄造工藝澆鑄成d95 mm鑄錠，其中，鑄造速度120 mm/min，冷卻水量70 L/min，為了確定合金在熔煉過程中的化學(xué)成分變化，分別在合金熔煉過程中的不同階段分別取樣進(jìn)行成分分析。

對(duì)鑄錠進(jìn)行400℃、12 h固溶處理，鑄錠經(jīng)鋸切、車皮(d92 mm)后，在630 t擠壓機(jī)上擠壓成d20 mm圓棒，擠壓溫度為380℃ ，擠壓比為22，時(shí)效溫度為177℃[5]，硬度測(cè)試采用布氏硬度儀進(jìn)行測(cè)定，載荷294 N，保壓時(shí)間為15 s，拉伸試驗(yàn)的試樣標(biāo)尺為d6 mm×30 mm，拉伸速度為2 mm/min；采用X線衍射(XRD)、MEF4徠卡光學(xué)顯微鏡、Quanta250場(chǎng)發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡、JEM-2000EX 透射電鏡對(duì)合金的微觀結(jié)構(gòu)和相組成進(jìn)行觀察與分析；化學(xué)成分通過直讀光譜儀和等離子耦合原子吸收光譜(ICP)測(cè)定。

2 結(jié)果與分析

2.1 稀土Y對(duì)合金熔煉過程的影響

合金在熔煉過程中不同階段的化學(xué)成分見表2，表中Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ分別表示精煉前、降溫前、降溫后取樣測(cè)定的化學(xué)成分。AZ80合金中Fe含量一般要求不大于0.005%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，從表2中可以看出，合金在精煉前的Fe含量均大于0.005%，不能滿足合金對(duì)Fe含量的要求的。對(duì)于AZ80和AZ80+Ce合金，降溫前的Fe含量分別是0.0069%和0.0083%，也不符合規(guī)定的要求，需要通過降溫過程來降低Fe的含量，這是因?yàn)镕e在Mg中的溶解度隨著熔體溫度的降低而降低，當(dāng)熔體溫度降至640℃時(shí)，F(xiàn)e的溶解度可以降至 0.005%以下；對(duì)于AZ80+Y合金，在降溫前測(cè)定Fe的含量是0.002%，已經(jīng)符合合金對(duì)Fe的含量要求，這表明Y元素有很好的除鐵效果，降溫后的Fe含量與降溫前的含量相比變化很小，這表明降溫處理對(duì)AZ80+Y合金的Fe含量影響很小。

表1 合金的設(shè)計(jì)成分Table1 Nominal composition of alloys

表2 合金在熔煉過程中的成分分析Table2 Chemical composition of alloys during melting

表3所列為合金的實(shí)際測(cè)試成分。從表3中可以發(fā)現(xiàn)，稀土Ce的含量與添加量相近，達(dá)到0.92%，而Y的含量?jī)H有0.21%，與實(shí)際添加量差距較大，Y的高損失率可能與合金熔煉過程中Fe含量降低有關(guān)。為了分析Y在合金熔煉過程中能夠除Fe以及高損失率的原因，制備了不含Mn元素的Mg-8Al-0.5Zn-1Y合金，合金的實(shí)際成分是Mg-7.89Al-0.51Zn-0.86Y，F(xiàn)e含量為0.016%。結(jié)果表明，在沒有添加Mn的前提下，單純添加稀土Y不能很好的降低Fe的含量，Y的損失率也較小，這可能是因?yàn)閅元素在鎂合金熔煉過程中同Al、Fe、Mn等元素形成了難溶化合物并造渣[14]，F(xiàn)e含量降低的同時(shí)，Y含量也降低。

2.2 稀土Ce、Y對(duì)鑄態(tài)顯微組織及物相的影響

圖1所示為添加不同稀土的AZ80鎂合金鑄態(tài)金相組織。由圖1(a)可以看出，鑄態(tài)AZ80合金呈現(xiàn)典型的離異共晶形貌特征，晶粒較為粗大，其鑄態(tài)組織主要由α-Mg相和離異共晶相構(gòu)成，共晶相主要沿晶界呈連續(xù)或半連續(xù)網(wǎng)狀分布。由圖1(b)和1(c)可以看出，加入稀土后，合金晶界共晶相被明顯細(xì)化，除α-Mg相和離異共晶相外，還在晶界處析出了新相。當(dāng)AZ80中加入Ce后，合金中新相呈深色的桿狀或針狀(見圖1(b)中箭頭)，離異共晶相減少，由連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬⒎植贾膷u狀結(jié)構(gòu)；當(dāng)AZ80中加入Y后，共晶相的分布與數(shù)量和添加Ce的合金相似，但合金中的新相是一種多邊形塊狀結(jié)構(gòu)(見圖1(c)中箭頭)。

為了確定鑄態(tài)合金中的相組成，對(duì)所制備的合金進(jìn)行XRD分析，圖2所示為AZ80、AZ80+Ce、AZ80+Y 3種合金的XRD譜。結(jié)果表明：AZ80合金的組織主要由α-Mg和β-Mg17Al12相組成；在AZ80+Ce中除了有α-Mg和β-Mg17Al12相外，還有Al11Ce3稀土相存在；在AZ80+Y合金中，由于Y的含量較少，XRD譜中沒有發(fā)現(xiàn)稀土相的存在。在所有含稀土的合金中，β-Mg17All2相對(duì)應(yīng)峰強(qiáng)度降低，這是因?yàn)樵谛纬射X稀土相的同時(shí)消耗了Al元素，減少了β-Mg17All2相形成的數(shù)量，這與上述組織分析結(jié)果一致。

表3 合金的實(shí)際化學(xué)成分Table3 Chemical composition of alloys

圖2 鑄態(tài)鎂合金的XRD譜Fig.2 XRD patterns of as-cast Mg alloys: (a) AZ80; (b)AZ80+Ce; (c) AZ80+Y

圖3所示為AZ80+Ce和AZ80+Y合金鑄態(tài)組織的SEM像。由圖3可看出，含有稀土Ce的合金組織中(見圖3(a))，β-Mg17All2相被打斷，出現(xiàn)了新的針狀相，利用電子能譜對(duì)這些針狀相A分析發(fā)現(xiàn)(見圖3(c))，這些相是由 Al和Ce組成，相成分是85.6Al-14.4Ce，結(jié)合XRD分析，這些針狀相是Al11Ce3。含有稀土Y的合金組織中(見圖3 (c))有兩種不同的新相出現(xiàn)，一種是亮白色的塊狀相，另一種是在亮白色相周圍的灰白色的塊狀相，通過 EDS分析(見圖3(d)～(e))，兩種相都是Al、Y、Mn這3種元素組成的，其中亮白色相B的成分是67.71Al-29.89Y-2.40Mn，這種相應(yīng)該是Al2(Y,Mn)；灰白色相C的成分是64.25Al-26.93Mn-8.82Y，根據(jù)文獻(xiàn)[15]可以判斷，這種相是Al8YMn4。

稀土元素對(duì)AZ80鎂合金微觀組織的影響主要?dú)w因于鎂合金凝固過程中稀土所起到的作用。沒有添加稀土元素時(shí)，AZ80鎂合金凝固初期的形核數(shù)量較少，凝固過程中α-Mg枝晶凝固前沿的成分過冷較小，枝晶能夠充分長(zhǎng)大且不產(chǎn)生更多的分枝。因此，各枝晶間相互生長(zhǎng)連接的機(jī)會(huì)相對(duì)較低，剩余的液相可以相互聯(lián)通，這有利于不完全離異共晶β-Mg17Al12相的充分生長(zhǎng)。此外，在α-Mg枝晶長(zhǎng)大過程中，由于溶質(zhì)再分配的結(jié)果，在凝固前沿產(chǎn)生了稀土元素的富集，形成較為強(qiáng)烈的成分過冷，促使α-Mg產(chǎn)生更多的分枝。這些分枝相互連接，把剩余的液相分割成無數(shù)封閉孤立的細(xì)小液島，這些封閉孤立的微小區(qū)域限制了共晶β-Mg17Al12相生長(zhǎng)并有利于形成完全離異共晶[16]。

2.3 稀土Ce、Y對(duì)固溶處理和擠壓組織的影響

圖4所示為AZ80、AZ80+Ce和AZ80+Y合金固溶態(tài)的微觀組織。圖5所示為AZ80+Ce合金固溶態(tài)的SEM像及化合物D和E的EDS譜。所有合金經(jīng)固溶處理后，β-Mg17Al12相大部分溶于基體。AZ80+Ce鎂合金在晶界和晶內(nèi)仍然保留有針狀相(見圖4(b)中箭頭所示)和少量塊狀相，通過對(duì)這兩種相進(jìn)行電子能譜分析發(fā)現(xiàn)，針狀相是Al11Ce3相(見圖5(a)中D相所示)，塊狀相是Al8CeMn4相(見圖5(a)中E相所示)，這是由于Al11Ce3相的熔點(diǎn)高(熔點(diǎn)1235℃)，幾乎不溶于基體造成的；AZ80+Y鎂合金在晶界附近殘留有少量塊狀相，這些相應(yīng)該是Al2Y和Al8YMn4相(見圖4(c)箭頭)，Al2Y的熔點(diǎn)高達(dá)1 485℃，也不溶于基體。

圖3 鑄態(tài)AZ80+Ce和AZ80+Y鎂合金的SEM像((a)，(b))及其化合物的EDS譜((c)～(e))Fig.3 SEM images of as-cast AZ80+Ce and AZ80+Y alloys and EDS spectra of compounds: (a) AZ80+Ce; (b) AZ80+Y;(c) Phase A; (d) Phase B; (e) Phase C

圖6所示為AZ80、AZ80+Ce和AZ80+Y合金擠壓態(tài)微觀組織。圖7所示為AZ80+Ce合金經(jīng)熱擠壓后的TEM像。由圖6可看出，由于擠壓溫度高于再結(jié)晶溫度，合金都發(fā)生了明顯的再結(jié)晶。AZ80在熱擠壓后，組織再結(jié)晶并嚴(yán)重粗化，晶粒尺寸在20～50 μm范圍內(nèi)。對(duì)于AZ80+Ce合金，合金組織也發(fā)生了再結(jié)晶，但晶粒細(xì)小且比較均勻，平均晶粒尺寸約為15 μm，沿?cái)D壓方向，在晶界上可以看到破碎的Al-RE相；AZ80+Y合金的再結(jié)晶晶粒也很細(xì)小，平均晶粒尺寸約為20 μm。

通過對(duì)擠壓組織分析表明，稀土加入到AZ80合金后有明顯的細(xì)化晶粒作用。這是由于稀土添加后，形成了高熔點(diǎn)Al-RE相，經(jīng)擠壓后明顯破粹變細(xì)。再結(jié)晶時(shí)，處于晶界上的Al-RE相，通過抑制位錯(cuò)的滑移(見圖7(b))，阻礙了晶界或亞晶界的遷移。另外，在Al-RE相周圍，擠壓時(shí)明顯產(chǎn)生畸變，畸變區(qū)域具有高的位錯(cuò)密度和相對(duì)大的晶界取向差，成為再結(jié)晶的核心，增大了形核率。

2.4 稀土Ce、Y對(duì)合金性能的影響

圖8所示為擠壓態(tài)合金在177℃的時(shí)效硬化曲線。由圖8可看出，AZ80合金時(shí)效16 h后，達(dá)到峰值硬度，合金的硬度由76HBW增加到87HBW，合金的硬度通過時(shí)效增加了 11HBW。當(dāng) AZ80合金添加稀土Ce和Y元素后，合金時(shí)效硬化的速率降低，AZ80+Ce和AZ80+Y合金達(dá)到峰值硬度的時(shí)間分別是24 h和30 h，這表明稀土添加延長(zhǎng)了AZ80合金的時(shí)效峰值硬化時(shí)間。AZ80+Y合金達(dá)到峰值硬度后，合金的硬度增加了13HBW，AZ80+Ce合金在擠壓態(tài)時(shí)具有最高的硬度，達(dá)到80HBW，這是由于高熔點(diǎn)Al11Ce3相在固溶處理過程中仍然保留，因此提高了合金擠壓態(tài)的硬度，但是因?yàn)橄⊥罜e減少了固溶在基體中的Al含量，所以時(shí)效硬化后的硬度增加較少，僅有8HBW。根據(jù)WANG等[17]的研究，添加稀土Nd后能夠通過阻礙基體中Al和Mg原子的擴(kuò)散和Al-Nd相占據(jù)晶體空穴抑制β-Mg17Al12相的形核，從而在時(shí)效過程中阻礙晶界上連續(xù)β-Mg17Al12相的生成，導(dǎo)致 AZ80+1%Nd(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金峰值時(shí)效時(shí)間滯后。本研究中添加稀土Ce和Y也導(dǎo)致AZ80合金時(shí)效硬化的速率明顯降低，其原因應(yīng)該也與Nd元素的添加一致。

圖4 鎂合金的固溶態(tài)金相組織Fig.4 Microstructures of as-homogenized Mg alloys: (a) AZ80; (b) AZ80+Ce;(c) AZ80+Y

圖5 AZ80+Ce合金固溶態(tài)的SEM像及化合物D和E的EDS譜Fig.5 SEM image of as-homogenized AZ80+Ce alloy (a) and EDS spectra of phases D (b) and E (c)

圖6 AZ80鎂合金和AZ80+RE鎂合金的擠壓態(tài)組織Fig.6 As-extruded microstructures of AZ80 (a) and AZ80+RE (b), (c) Mg alloys: (a) AZ80; (b) AZ80+Ce; (c)AZ80+Y

圖7 AZ80+Ce合金經(jīng)熱擠壓后的TEM像Fig.7 TEM image of as-extruded AZ80+Ce alloy

圖8 擠壓態(tài) AZ80合金和AZ80+RE合金在177℃的時(shí)效硬化曲線Fig.8 Aging hardening curves of extruded AZ80 and AZ80+RE alloys at 177℃

圖9所示為合金熱擠壓后力學(xué)性能隨時(shí)效時(shí)間增加的變化曲線。從圖9(a)和(b)可以看出，合金在時(shí)效過程中均具有時(shí)效強(qiáng)化效果，所有合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的增加而增加；在達(dá)到最高強(qiáng)度后繼續(xù)時(shí)效，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的變化較小。AZ80合金達(dá)到最大抗拉強(qiáng)度的時(shí)間是20 h，而添加稀土Ce和Y后，合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大所需的時(shí)間也增加，分別達(dá)到24和30 h，根據(jù)圖8和9的分析表明，合金力學(xué)性能隨時(shí)效時(shí)間的變化與合金硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化是一致的。其中，AZ80+Y的時(shí)效反應(yīng)最強(qiáng)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度通過時(shí)效增加的幅度是40 MPa和25 MPa；其次是AZ80合金，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度通過時(shí)效增加的幅度均是22 MPa；AZ80+Ce合金的時(shí)效強(qiáng)化幅度最小，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度也最小。

圖9 擠壓態(tài)AZ80和AZ80+RE合金時(shí)效時(shí)間與力學(xué)性能的關(guān)系Fig.9 Relationship between ageing time and mechanical properties of extruded AZ80 and AZ80+RE alloys

從圖9(c)可以看出，合金的斷裂伸長(zhǎng)率與強(qiáng)度結(jié)果正好相反，AZ80+Ce合金的斷裂伸長(zhǎng)率最高，AZ80+Y合金的斷裂伸長(zhǎng)率最低。這表明添加Y元素能夠提高AZ80合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，添加Ce元素能夠提高AZ80合金的塑性，但降低了合金的強(qiáng)度。

對(duì)于AZ80合金和AZ80+RE合金，在擠壓態(tài)時(shí)，合金的力學(xué)性能是細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和擠壓過程中第二相析出彌散強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。通過擠壓變形，可以細(xì)化合金晶粒，提高合金的強(qiáng)度和塑性；AZ80合金在擠壓態(tài)時(shí)的抗拉強(qiáng)度最高，這表明盡管稀土元素Ce和Y的添加細(xì)化合金擠壓態(tài)晶粒，但固溶強(qiáng)化對(duì)AZ80和AZ80+RE合金擠壓態(tài)力學(xué)性能起到了主導(dǎo)作用，這是因?yàn)楫?dāng)添加稀土元素Ce和Y后，生成了高熔點(diǎn)Al-RE相，難以在固溶處理過程中分解，導(dǎo)致Al對(duì)合金的固溶強(qiáng)化作用降低，其中添加稀土Ce的合金消耗了更多的Al元素，AZ80+Ce合金的固溶強(qiáng)化作用最弱。另外，在合金擠壓過程中，第二相析出的彌散強(qiáng)化也是重要因素，從圖6(a)可以觀察到，AZ80合金擠壓后在晶界附近由于擠壓后冷卻而析出的連續(xù)β相，這些析出相也能夠提高合金的擠壓態(tài)力學(xué)性能，而由于稀土對(duì)連續(xù)β相的抑制作用，沒有在AZ80+Ce合金和AZ80+Y合金擠壓態(tài)組織中觀察到明顯的連續(xù)β相析出(見圖6(b)和(c))。

AZ80合金是淬火熱處理強(qiáng)化鎂合金，在時(shí)效過程中析出β-Mg17Al12相，大量第二相析出對(duì)合金起到沉淀強(qiáng)化作用，其中不連續(xù)β相的強(qiáng)化效果強(qiáng)于連續(xù)β相[18]。研究表明[17]，稀土的添加能夠抑制連續(xù)β相的析出，促進(jìn)不連續(xù)β相的析出，從而改善合金的力學(xué)性能。稀土Ce添加AZ31和AZ61合金中能改善合金的力學(xué)性能[11-13]，這是由于AZ31和AZ61合金中Al的含量較低，不能通過熱處理強(qiáng)化，只能利用塑性變形來提高合金的力學(xué)性能，細(xì)化晶粒是提高這兩種合金強(qiáng)度的重要途徑，稀土Ce可以與Al元素形成高熔點(diǎn)A1-Ce相，在熱擠壓和退火的過程中，能夠阻礙晶粒或亞晶粒的長(zhǎng)大，使晶粒細(xì)化，從而達(dá)到提高合金力學(xué)性能的目的，這與AZ80合金的強(qiáng)化途徑是有差異的。稀土Ce的添加盡管能夠細(xì)化AZ80合金的擠壓態(tài)晶粒，并且促進(jìn)不連續(xù)β相的析出，但由于Ce消耗了較多的Al元素，并且由于凝固過程中Ce元素的偏析，造成了Al元素在合金中的偏析加劇，導(dǎo)致在合金時(shí)效時(shí)出現(xiàn)析出貧乏區(qū)，從而減弱了合金的時(shí)效強(qiáng)化作用。

稀土Y在AZ80合金中的含量很少，在抑制連續(xù)β相析出和促進(jìn)不連續(xù)β相析出的同時(shí)，對(duì)Al元素在合金中的固溶量影響很小，同時(shí)Y對(duì)合金有很好的組織細(xì)化作用，通過固溶處理和擠壓變形后能夠使 Al元素均勻分散在合金組織中，因此AZ80+Y合金具有很好的時(shí)效強(qiáng)化效果；相對(duì)于AZ80+Y合金，AZ80合金中Al元素固溶量沒有受到稀土元素的影響而減少，但是由于較多連續(xù)β相的析出，減弱了沉淀相對(duì)合金的強(qiáng)化作用，同時(shí)，擠壓后動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒發(fā)生嚴(yán)重長(zhǎng)大，一定程度上造成了 Al元素在合金中的偏析，因此，AZ80合金的時(shí)效強(qiáng)化效果弱于AZ80+Y合金的。

圖10 擠壓態(tài)AZ80和AZ80+RE合金峰值時(shí)效后的金相組織Fig.10 Metallographs of extruded AZ80 Mg alloy and peak-aged AZ80+RE Mg alloy: (a) AZ80; (b) AZ80+Ce; (c)AZ80+Y

通過對(duì)AZ80合金和AZ80+RE合金時(shí)效后的金相分析也證實(shí)了這個(gè)解釋。圖10所示為合金熱擠壓時(shí)效后的金相組織。由圖10中看出，合金時(shí)效后，晶粒內(nèi)部析出了大量沉淀相。其中，從圖10(a)可以看出，AZ80合金中有較多連續(xù)β相的析出(見圖中箭頭)；而在AZ80+Ce合金(見圖10(b))中，連續(xù)β相的析出明顯減少，但沿?cái)D壓方向也有明顯的被拉長(zhǎng)的析出貧乏區(qū)。AZ80+Y合金的沉淀析出均勻分布(見圖10(c))，幾乎沒有析出貧乏區(qū)。

2.4 斷口形貌分析

圖11 合金的斷裂形貌及其選擇區(qū)化合物的EDS譜Fig.11 Fracture morphologies of alloys and EDS spectrum of selected area: (a) AZ80; (b) AZ80+Y; (c) EDS spectrum

AZ80合金和AZ80+Y合金的斷口形貌如11所示。從圖11(a)可以看出，AZ80合金的室溫拉伸斷口上除了存在大量的韌窩外，還有很多小的解理臺(tái)階和撕裂棱，表現(xiàn)出混合斷裂特征。AZ80+Y合金的斷口形貌轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂特征，有大量的小韌窩以及撕裂棱存在，一些塊狀相發(fā)生碎裂(見圖11(b)選擇區(qū))，通過EDS分析發(fā)現(xiàn)，這些相是Al8YMn4相(見圖11(c))，這可能成為合金的斷裂源，也是添加Y降低AZ80合金伸長(zhǎng)率的原因。

3 結(jié)論

1) 稀土元素Y能夠在AZ80合金熔煉過程中通過同Al、Fe、Mn等元素以化合物的形式沉淀，起到降低Fe含量的作用，同時(shí)，合金中Y含量也明顯損失。

2) AZ80合金中分別添加稀土Ce和Y后，可以顯著細(xì)化合金的鑄態(tài)組織，β-Mg17Al12相由連續(xù)網(wǎng)狀分布轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬嗬m(xù)狀分布，并在晶界上分別析出針狀A(yù)l11Ce3相和塊狀A(yù)l2Y相。

3) 稀土元素能夠顯著細(xì)化AZ80合金的擠壓再結(jié)晶晶粒，由于稀土Ce和Y能夠抑制連續(xù)β-Mg17Al12相的析出，導(dǎo)致合金達(dá)到時(shí)效峰值硬化的時(shí)間被延長(zhǎng)；通過人工時(shí)效，AZ80+Y合金的性能最高，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別是390 MPa、250 MPa和6%，AZ80+Ce合金的性能最低，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別是355 MPa、220 MPa和9%。

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