·206· 工程科学学报，第37卷，第2期 (a) 100m 100m d TD 1004m 100um RD 图1经450℃热轧350℃退火1h后Mg-Za-Ce合金的RD-TD平面显微组织.(a)Mg-1.5Zn:(b)Mg-1.5Zn-0.2Ce:(c)Mg-l.5Zm- 0.5Ce:(d)Mg-1.5Zn-0.9Ce Fig.1 Optical micrographs of the RD-TD planes of Mg-Zn-Ce alloys rolled at 450 C and subsequently annealed at 350 C for Ih:(a)Mg-.5Zn: (b)Mg-1.5Zn-0.2Ce;(c)Mg-1.5Zn-0.5Ce:(d)Mg-1.5Zn-0.9Ce Barnett因在研究中提出由于Ce具有较大的原子半 表2为热轧退火后Mg-l.5Zn-xCe合金的室温拉 径，相对于其他的稀土元素可以较强地改变镁合金的 伸性能.随着Ce含量的增加，Mg-Zn合金沿轧向的抗 织构.Chino等国研究了Mg-Zn-Ce合金热轧后的织 拉强度和屈服强度也在增加，但是断后延伸率却随着 构，结果表明加入Ce元素后，热轧态的Mg-ZnCe合 Ce含量的增加而减小.Mg-l.5Zm合金随着与板材轧 金总体基面织构强度高于退火态的，并且热轧态的合 向角度的增加，断后延伸率、抗拉强度和屈服强度在减 金中没有发现织构沿着横向分裂，与退火态合金的织 小：而添加Ce元素后，Mg-l.5Zn一xCe合金却随着角 构存在明显差异，这主要是由于静态再结晶改变了镁 度的增加延伸率先增大后减小.这是由于Ce元素的 合金的组织结构和织构 添加改变了Mg-l.5Zn合金的织构，造成了板材各方 2.2室温成形性能与力学性能 向力学性能的变化.在Mg-Zn合金中添加Ce元素 图4为热轧退火后室温下Mg一ZnCe合金的埃里 后，Mgl.5ZnCe比MgH1.5Zn轧制方向的屈服强度 克森杯突实验照片.从图中可以看出，Mg-1.5Zn- 增加了50%~70%左右，这是由于添加Ce元素后产 0.2Ce表现了优异的成形性能，其埃里克森杯突值为 生了固溶强化 5.46,而现在应用较为广泛的AZ31镁合金板材和 Mg一ZnCe合金表现出了优异的室温成形性能， MgO.2Ce板材面在室温下的埃里克森杯突值仅分别 这是与其塑性应变比r值密不可分的.Mg一l.5Zn- 为2.6和4.0：但是随着Ce元素含量的增加，合金的埃 0.2Ce较高的平均r值（为0.80），远低于AZ31镁合金 里克森杯突值在减小，说明添加过多的Ce降低了Mg一 的平均r值（为3.1）a.但是，Mg-1.5Zm0.2Ce合金 1.5ZxCe合金的室温成形性，这也与图3的织构强各方向的r值接近于1，相比于AZ31具有更好的成形 度变化相对应.如图5所示，轧制后的Mg一Zn-Ce板 性能.添加Gd团和Y图的Mg一Zn合金，其中Mg一 材经过Erichsen试验后表面裂纹平行于横向.Chino 1.5Zn0.2Y的平均r值为0.88，Mg-2Zn-1Gd的平均 等的对AZ31板材的杯突实验研究表明，其表面裂纹 r值为1.0，均高于MgH.5Zn-0.2Ce合金的平均r值； 是平行于轧向的，织构也是沿着轧向(RD)分裂，说明 并且Mg-1.5Zn-0.2Ce合金具有较小的平面各项异性 镁合金板材织构的改变导致了板材的宏观断裂行为的 系数△r(为0.01)，说明其具有较好的深冲性能，在深 改变 冲时，形成更少的凸耳工程科学学报，第 37 卷，第 2 期 图 1 经 450 ℃热轧、350 ℃退火 1 h 后 Mg--Zn--Ce 合金的 ＲD--TD 平面显微组织 . ( a) Mg--1. 5Zn; ( b) Mg--1. 5Zn--0. 2Ce; ( c) Mg--1. 5Zn-- 0. 5Ce; ( d) Mg--1. 5Zn--0. 9Ce Fig． 1 Optical micrographs of the ＲD--TD planes of Mg--Zn--Ce alloys rolled at 450 ℃ and subsequently annealed at 350 ℃ for 1 h: ( a) Mg--1. 5Zn; ( b) Mg--1. 5Zn--0. 2Ce; ( c) Mg--1. 5Zn--0. 5Ce; ( d) Mg--1. 5Zn--0. 9Ce Barnett［12］在研究中提出由于 Ce 具有较 大 的 原 子 半 径，相对于其他的稀土元素可以较强地改变镁合金的 织构． Chino 等［13］研究了 Mg--Zn--Ce 合金热轧后的织 构，结果表明加入 Ce 元素后，热轧态的 Mg--Zn--Ce 合 金总体基面织构强度高于退火态的，并且热轧态的合 金中没有发现织构沿着横向分裂，与退火态合金的织 构存在明显差异，这主要是由于静态再结晶改变了镁 合金的组织结构和织构． 2. 2 室温成形性能与力学性能 图 4 为热轧退火后室温下 Mg--Zn--Ce 合金的埃里 克森杯 突 实 验 照 片． 从 图 中 可 以 看 出，Mg--1. 5Zn-- 0. 2Ce 表现了优异的成形性能，其埃里克森杯突值为 5. 46，而现在应用较为广泛的 AZ31 镁合金板材［14］和 Mg--0. 2Ce 板材［4］在室温下的埃里克森杯突值仅分别 为 2. 6 和4. 0; 但是随着 Ce 元素含量的增加，合金的埃 里克森杯突值在减小，说明添加过多的 Ce 降低了 Mg-- 1. 5Zn--xCe 合金的室温成形性，这也与图 3 的织构强 度变化相对应． 如图 5 所示，轧制后的 Mg--Zn--Ce 板 材经过 Erichsen 试验后表面裂纹平行于横向． Chino 等［15］对 AZ31 板材的杯突实验研究表明，其表面裂纹 是平行于轧向的，织构也是沿着轧向( ＲD) 分裂，说明 镁合金板材织构的改变导致了板材的宏观断裂行为的 改变． 表 2 为热轧退火后 Mg--1. 5Zn--xCe 合金的室温拉 伸性能． 随着 Ce 含量的增加，Mg--Zn 合金沿轧向的抗 拉强度和屈服强度也在增加，但是断后延伸率却随着 Ce 含量的增加而减小． Mg--1. 5Zn 合金随着与板材轧 向角度的增加，断后延伸率、抗拉强度和屈服强度在减 小; 而添加 Ce 元素后，Mg--1. 5Zn--xCe 合金却随着角 度的增加延伸率先增大后减小． 这是由于 Ce 元素的 添加改变了 Mg--1. 5Zn 合金的织构，造成了板材各方 向力学性能的变化． 在 Mg--Zn 合金中添加 Ce 元素 后，Mg--1. 5Zn--xCe 比 Mg--1. 5Zn 轧制方向的屈服强度 增加了 50% ～ 70% 左右，这是由于添加 Ce 元素后产 生了固溶强化． Mg--Zn--Ce 合金表现出了优异的室温成形性能， 这是与其 塑 性 应 变 比 r 值 密 不 可 分 的． Mg--1. 5Zn-- 0. 2Ce 较高的平均 r 值( 为 0. 80) ，远低于 AZ31 镁合金 的平均 r 值( 为 3. 1) ［16］． 但是，Mg--1. 5Zn--0. 2Ce 合金 各方向的 r 值接近于 1，相比于 AZ31 具有更好的成形 性能． 添 加 Gd［17］ 和 Y［18］ 的 Mg--Zn 合 金，其中 Mg-- 1. 5Zn--0. 2Y 的平均 r 值为 0. 88，Mg--2Zn--1Gd 的平均 r 值为 1. 0，均高于 Mg--1. 5Zn--0. 2Ce 合金的平均 r 值; 并且 Mg--1. 5Zn--0. 2Ce 合金具有较小的平面各项异性 系数 Δr ( 为 0. 01) ，说明其具有较好的深冲性能，在深 冲时，形成更少的凸耳． · 602 ·