文|章仕仁

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编辑|章仕仁

利用光学金相显微镜 0M 和XRD 分析了分别加入0.1%、0.3%、0.5%、0.7%和1.0%e的A291D 合金显组织和相组成，测试了室温力学性能和硬度，结果表明，加入一定量e后的A291D 合金形化合ACe被推到生长界面，阻碍枝晶的自由生长，从而细化合金显微组织。

Ce能提高AZ91D合金温抗强度和硬度，而对其强度和延伸率影响不大，加入0.7%Ce的AZ91D合金晶粒细化效果好，其综合力学性能比较理想。

镁合金具有比重小、比强度和比刚度高、阻尼性能好、切削加工性好、导热性好、尺寸稳定、成本低、无污染、易回收等一系列优点，在汽车工业、通讯电子工业和航空航天工业等领域得到日益广泛的应用。

预计镁合金将成为 21 世纪重要的轻质高强度材料之一，但由于镁合金具有较差的高温性能，其应用受到很大程度的限制。

要扩大镁合金的使用范围，必须提高其高温性能。

合金化是提高合金高温性能常采用的方法之一，而合金化元素中 RE能有效地提高铸造性、高温性能和耐蚀性。

AZ91D合金是目前工业上应用最广泛的Mg-Al合金，有人研究过 RE 加 Mg-Al合金后金属间化合物的析出、形貌、组织、热稳定性和强化机制，但没有系统的研究RE对MgAl金铸态显微组织与力学性能的影响。

为此，我们将系统地研究加入不同 Ce含量后 AZ91D 合金的铸态显微组织和相组成，测试室温力学性能和硬度，从而为提高镁合金的高温性能和扩大镁合金的使用范围提供一定的参考。

实验方法

原材料选用工业用AZ91D 合金，其名义化学成分如表1所示。

Ce以富Ce混合稀(50%Ce)形式加入，AZ91D合金在 SG2-5-10型电阻炉中熔炼，在熔体温度达到 760 C时分别加入0.1%、0.3%、0.5%、0.7%和1.0%Ce的富Ce混合稀土，搅拌 8~ 10 min，以保证混合稀土充分溶解。

保温 5~ 10 min后出炉并除渣，待温度冷却至700C时浇入预热温度为400C的金属模具中形成分析用试棒。

为防止镁合金的氧化与燃烧，在整个熔炼和浇注过程中用 CO,+ 03%体积分数SF，混合气体进行保护。

在试棒相同部位截取试样，经打磨、抛光，用4%的硝酸酒精溶液腐蚀后，制备成金相试样，然后用 Nikon Epiphot 光学微镜分析显微组织。

用Rigaku D/max-3C型X射线射仪分析相组成辐射源为Cu Ka，进一步进行扫描，步长为0.02°，扫描范围为 10°~80°，用HB-3000 型布氏硬度计进行硬度测试，在WE-10型万能材料试验机上进行拉伸试验，拉伸速度为2mm*min。

合金的铸态组织

图1为AZ91D合金加不同 Ce含量后的铸态组织，AZ91D合金态显微组织为aMg基体和在晶界上呈不连续网状分布的 B-Mg Al组成(图 1(a))。

加0.1% Ce后，合金显微组织有所细化，不连续网状分布的 B相开始断网，呈小块状弥散分布于晶界上(图1(b))。

加入0.3% Ce后网状B相断网程度进一步加剧(图1(c))，加入0.5%Ce后，网状相几乎全部断网成小块状，同时晶粒得到很大程度的细化，且有无方向性的杆状化合物出现，如图 1(d)中箭头所示。

加入0.7% Ce后，组织中的杆状化合物数量进一步增多和尺寸进一步长大，如图1(e)中箭头所示。加入1.0% Ce后，杆状化合物数量几乎不变，但大小比AZ91D0.7% Ce合金组织中的杆状化合物有所粗化，如图 1(f)中箭头所示。

图2为AZ91D和AZ91D-07% Ce合金的XRD谱，由图可知，AZ91D 合金的铸态显微组织是由a-Mg基体和B-MgAl相组成。

AZ91D-07%Ce合金的XRD谱除了有a-Mg 基体和B-Mgr7Al2相的峰，还出现了ALCe相的峰，由此可以推断，加入一定量Ce后，组织中的杆状化合物为 ALCe相。

合金的力学性能

在室温和其他实验条件相同情况下，分析了不同 Ce含量对AZ91D-xCe合金力学性能的影响测试，结果如图3所示。

结果表明，随着Ce含量的增加，AZ91D合金的抗拉强度有显著的提高，加入07%Ce的AZ91D合金抗拉强度达到最大值，为201MPa，比AZ91D合金的152.9 MPa提高了31%。

进一步增加Ce含量，AZ91D-xCe合金抗拉强度开始降低，如加入1.0% Ce的AZ91D合金仅为196.3 MP，但随着加入 Ce含量的增加，AZ91D合金屈服强度 oo提高不显著，延伸率8没有明显的变化，保持在1.8%左右。

图4为AZ91D合金的硬度与 Ce 含量的关系曲线。

由图可知，随着加入 Ce 含量的增加，AZ91D-xCe合金的硬度总体上是增加的，当加入Ce含量小于0.7%时，合金硬度增加相对较快，如AZ91D 合金硬度为69.7，加入07% Ce后其硬度为71.5，增加了3%。

当加入 Ce 含量大于0.7%时，合金硬度变化很缓慢，如加入 1.0% Ce的AZ91D合金硬度仅为71.7，几乎不增加，综上所述，加入0.7% Ce的AZ91D 合金综合力学性能比较理想。

Ce对AZ91D金态组的影响

稀土具有活泼的化学性质，在 AZ91D合金中加入 Ce 等稀土元素，有可能形成 AL-RE，Mg-RE或Mg-Al-RE化合物。

元素间形成化合物的难易程度，可从其电负性差值来判断，电负性差值越大，元素间的结合力越大，越容易形成金属化合物。

Ce与Mg 和A1的电负性及电负性值如表2所示，由表可知，Ce与A的电负性差值要大于Ce与 Mg的电负性差值，因此，AZ9ID合金加入一定含量的Ce后，将生成 AL-Ce 化合物，而不会生成Mg-Ce化合物或 Mg-Al-Ce 三元化合物。

结合以上研究结果，我们推断加入一定量 Ce后，组织中的状化合物为ALCe，也有研究结果证明，加入 Ce的AZ91D合金中出现的杆状化合物Al1Ces，但该两者化学分子式十分接近。

一方面，杆状化合物 ALCe 的生成将消合金中部分 AI 原子，另一方面，Ce 是表面活性元素在B相生长过程中可以吸附在生长尖端，抑制相的长大，从而减少相的数量，增大其分散减小其尺寸。

综合加入 Ce 后的两方面影响结果，原先呈不连续网状分布的8相开始断网，并小块状弥散分布于晶界，当 Ce 含量达到一定量后，组织中几乎观察不到网状8相。

Ce在 AZ91D 合金中的解度小，过量的 Ce不会形成含 Ce的Mg 固溶体，只能优先形成ALC相，并促进其粗化。

在合金的凝固过程中，析出的ALCe相被推移到生长界面，从而阻碍了枝晶的自由生长，细化合金铸态组织，晶界上高熔点(1235C)的 ALCe相的出现，对合金高温性能的源自两方面：一是减少低熔点(437C)B 相的含量，二是高熔点 ALCe 相能有效阻碍温度升高时晶界的滑动和裂纹的扩展。

Ce对AZ91D性的影响

加入Ce后，a-Mg 枝晶的二次枝晶间距变小铸态组织细化，导致 AZ91D合金的抗拉强度有很大程度的提高。

但加入过量的 Ce，晶粒进一步细化程度不明显，反而会出现过多的杆状化合物，降低合金的抗拉强度。

室温下Ce在Mg中的解度约为0.10%，Ce 除了与 A1 结合生成杆状化合物，少部分固溶于 a-Mg 基体，造成一定的晶格变，使基体显维硬度略有提高。

但加入过量的 Ce只会导致ALCe 相的粗化，进一步降低 A1在a-Mg基体中的固溶度，起不到固溶强化作用，从而AZ91D合金硬度变化不大。

ALCe 的形成对阻室温晶界的滑动和裂纹的产生与扩展影响不大，同时，AZ91D合金的断属于脆性断裂，延伸率较低，因此Ce对AZ91D合金服强度和延伸率影响不大。

结论

Ce能细化AZ91D合金的态显微组织，随着加入 Ce含量的增加，呈不连续网状分布的B相开始断网成小块状，弥散分布于晶界，同时出现了杆状化合物ALCeo。

Ce能提高AZ91D合金室温抗拉强和硬度，而对其屈服强度和延伸率影响不大，加入07% Ce的AZ91D 合金晶粒细化效果好，其综合力学性能比较理想。

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