AZ31镁合金组织性能的影响研究

摘要
挤压变形AZ31镁合金组织以绝热剪切条纹和细小的α再结晶等轴晶为基本特征。

挤压变形可显著地细化镁合金晶粒并提高镁合金的力学性能。

随挤压比的增大,晶粒细化程度增加,晶粒尺寸由铸态的d400μm减小到挤压态的d12μm(min);强度、硬度随挤压比的增大而增大,延伸率在挤压比大于16时呈单调减的趋势。

轧制变形使板材晶粒明显细化,硬度提高。

AZ31合金中添加Ce,其铸态组织中能够形成棒状Al4Ce相,并能改善合金退火态组织和力学性能;添加Ce可以改善AZ31的综合力学性能。

关键词:AZ31变形镁合金;强化机制；组织；性能
绪论
20世纪90年代以来,作为最轻金属结构材料的镁合金的用量急剧增长,在交通、计算机、通讯、消费类电子产品、国防军工等诸多领域的应用前景极为广阔,被誉为“21世纪绿色工程材料”,许多发达国家已将镁合金列为研究开发的重点。

大多数镁合金产品主要是通过铸造生产方式获得,变形镁合金产品则较少。

但与铸造镁合金产品相比,变形镁合金产品消除了铸造缺陷,组织细密,综合力学性能大大提高,同时生产成本更低,是未来空中运输、陆上交通和军工领域的重要结构材料。

目前，AZ31镁合金的应用十分广泛,尤其用于制作3C产品外壳、汽车车身外覆盖件等冲压产品的前景被看好,正成为结构镁合金材料领域的研究热点而受到广泛重视。

第1章挤压变形对AZ31镁合金组织和性能的影响
1.1 挤压变形组织特征及挤压比的影响作用
图1-1为动态挤压变形过程中的组织变化。

动态变形过程大致分为3个区域:初始区、变形区和稳态区，分别对应着不同的组织。

图1-1a为初始区挤压变形前的铸态棒料组织。

由粗大的α-Mg树枝晶和分布其间的α-Mg+Mg17Al12共晶体组成,枝晶形态十分发达，具有典型的铸造组织特征。

晶粒尺寸为112~400μm。

图1-1b为变形区近稳态区组织。

图中存在大量无序流线,流线弯曲度大、方向不定且长短不一，显然这种组织特征是在挤压力作用下破碎的树枝晶晶臂(α固溶体)发生滑移、转动的结果。

图1-1c为稳态区纵断面组织。

图中沿挤压方向分布的剪切条纹平行流线清晰可见，在平行流线上，分布着大量细小、致密的等轴晶粒。

显然,形变组织已发生了再结晶，平行流线可能是变形纤维在再结晶组织中的再现。

晶粒间几乎看不到α-Mg+Mg17Al12共晶组织。

这表明，经过大的挤压变形后，铸态组织中的共晶体发生破碎，离散分布于α固溶体中。

挤压流线密度较高,黑白相间，成簇状穿越每一个再结晶晶粒。

挤压纤维横向尺度比再结晶晶粒要小的多。

图1-2为λ=28时稳定段不同截面组织。

图1-2a为45°斜截面组织,图中晶粒细小，流线呈菊花瓣状分布。

图1-2b为横断面组织,图中晶粒细小，短小的网状流线依稀可辨。

挤压平行流线和再结晶等轴晶粒是变形组织的基本特征。

图1-3为不同挤压比所对应的变形组织。

图1-3a为λ=16的组织,图1-3b为λ=64的组织。

可知,在等温挤压条件下，随着挤压比的增大，合金变形程度增加,挤压组织进一步细化,挤压流线更加细密,晶粒变得更加细小。

三种挤压比(λ=16、28、64)分别对应的晶粒平均尺寸为50μm、35μm和20μm。

最小尺寸仅12μm,与快速凝固所形成的等轴晶尺寸(10μm)十分接近。

观察发现,在横断面和斜截面上,周边组织比中心区组织略显细小和致密些,在中心区域存在年轮状或花瓣状流线条纹。

相应地,纵向挤压组织中也存在晶粒大小和剪切条纹分布不均匀现象,边缘区比轴线附近的条纹更加细密,晶粒显得更为细小。

这主要与挤压棒材周边变形量较大,中心变形量较小,晶粒细化程度不同有关。

(a) (b)
(c)
图1-1 动态挤压变形过程中的组织变化
(a) (b)
图1-2 稳定区不同截面组织
(a) (b)
图1-3 不同挤压比所对应的变形组织
1.2 挤压比对AZ31镁合金力学性能
挤压比:以坯料变形前后的面积比(挤压比)作为变形程度的参数。

即:
λ=A0/A1= (d0/d1)2(1-1) 式中,λ为挤压比;A0为变形前坯料面积;A1为变形后坯料面积;d0为变形前棒料直径;d1为变形后棒料直径。

据此,变形前铸棒的挤压比为1,试验选定的挤压比为16、28和64三种水平的影响。

图1-4为挤压比对AZ31镁合金力学性能的影响。

可知,与铸态(λ=1)相比,变形镁合金的强度ζb和延伸率δ均有很大的提高。

当λ< 16时,强度和延伸率提高十分显著;当λ≥16时,随λ的增大,强度值增大,ζb~λ曲线变化较为平缓,而延伸率有所降低,δ~λ曲线呈单调减小趋势。

尤其在λ=16~64范围内,延伸率减小幅度较大。

很明显,在λ= 16附近,存在着延伸率的极大值。

图1-5为挤压比对AZ31镁合金硬度的影响。

图中,随着挤压比的增大,硬度值单调增加。

另外,纵截面硬度的增加幅度(曲线陡度)比横截面硬度的增加幅度要大一些,这可能与纵、横向应力分布不均衡有关。

λ对镁合金力学性能的影响主要与变形程度、应力状态以及变形组织特征有关。

随着挤压比的增加,金属变
形程度增大,变形流线更加细密,晶粒更加细化,镁合金的极限抗拉强度和硬度增大。

与此同时,金属变形不均匀及应力分布不均匀,导致残余应力存在,形成金属内部物理性质和力学状态不均匀,使金属塑性降低,表现为延伸率的下降。

图1-4 挤压比对AZ31镁合金力学性能的影响
图1-5 挤压比对AZ31镁合金硬度的影响
1.3 变形组织演变分析
镁为密排六方结构,在室温下只有(1000)滑移面,低温变形能力较差;在250℃以上增加了{10 11}二次滑移面的〈11 20〉滑移方向,发生棱锥滑移,因此热挤压具有高的塑性。

另一方面,镁合金具有较高的“堆垛层错能”,与Cu、Ni合金相比,其热挤压过程中的组织演变又存在一定的差异。

在挤压变形初期,镁合金铸棒中粗大的树枝晶首先在挤压力作用下,在垂直于压力方向被压扁,进而发生弯曲和破碎成细碎的晶粒。

并在应力作用下获得重新排布,同时发生晶粒间的相对转动,形成弯曲的或波浪状的条纹(如图1-1b所示),放出挤压热量, 使金属发生整体上的塑性变形。

同时,带动业已破碎的晶间共晶体在随晶粒滑移和破碎的同时进而发生变形,并呈高度离散状分布。

随着变形量的不断增大,产生的挤压变
形热在短的时间内很难散失,导致局部流变应力降低,局部滑移能力增强。

在三维应力的作用下,通过自适应转动并调整滑移方向,沿着挤压方向发生塑性流变,最终被挤成纤维状。

即形成所谓的与主应力轴线成45°夹角的绝热剪切(挤压)条纹。

此时,变形进入稳定状态。

其特点是变形纤维长而直,且相互平行。

低熔点共晶组织以薄层状的形式存在于平行纤维晶簇的间隙,在光镜下呈细的流线状分布。

金相纵截面上黑白相间的平行流线实质上是被拉长了的金属纤维的对应物。

挤压变形纤维组织比表面积大,界面能高,加上挤压热的作用,很容易发生相的传输和动力学再结晶。

按照“堆垛层错能”理论,金属再结晶过程分为形核和长大两个阶段。

由于镁合金具有较高的堆垛层错能,易于形核,再结晶主要取决于迁移和扩散速率,驱动力决定再结晶特征。

经过大变形形成的平行纤维组织,在挤压应力和挤压热的作用下,首先沿晶界形成亚晶结构,进而通过亚晶合并机制形成较大尺寸的大角度亚晶;随后,通过晶界迁移、亚晶进一步合并和转动,发生动态再结晶,最终形成细小的大角度晶粒(如图1-3a所示)。

显微硬度测试和探针分析结果表明,在同一晶粒内部的不同区域,存在着成分和硬度的差异(见表1-1)。

说明在再结晶过程中,尽管存在热激活,但相的分解和原子扩散速度仍然有限,从而使业已并入α再结晶晶粒中的原始组分(例如超细的变形共晶体等)在原位残存下来,形成晶粒内的类“带状偏析”。

这种晶内的成分差异往往与挤压流线的取向有着一定的对应关系。

表1-1 微区成分及硬度分析结果
在等温挤压过程中,随着挤压比的增大,合金的变形量增多,再结晶速度加快,生成更加细小的再结晶等轴晶。

可有效地消除铸态AZ31镁合金凝固组织中粗大的树枝晶及晶内偏析,改变了共晶体的存在状态,获得了致密、细小的再结晶等轴晶组织。

为二次加热应变诱发熔化激活法半固态成形及近终产品的成型加工提供了物质、技术条件。

第2章温变形对AZ31镁合金组织性能的影响
2.1 铸态及变形组织
实验材料为AZ31合金铸棒,合金成分如表2-1所示。

为了消除取样位置对合金组织的影响,实验的6组试样均取自棒料的同一位置,1组为铸态试样,其余5组用于平面变形试验。

各试样的长度和宽度相同,均为150 mm×17 mm,厚度分别为2 mm、4 mm、6mm、8 mm、10 mm样厚度压缩至1 mm,变形温度为210℃(保温套和上、下砧模均预热至变形温度),变形速度为8 mm/s。

表2-1 实验合金的化学成分(质量分数/%)
首先对试样进行均匀化处理(420℃保温12 h);然后在YA32-315四柱液压机上进行压缩变形,将试样厚度压缩至1mm,变形温度为210℃(保温套和上、下砧模均预热至变形温度),变形速度为8mm/s;把变形试样和铸态试样分别制成标准拉伸试样,在WDW-E100D微机控制万能试验机上进行拉伸试验;同时,将变形试样和原始铸态试样制成金相试样,用Neophot21型光学金相显微镜观察AZ31的铸态与变形组织,并进行比较。

图2-1所示为实验合金的铸态与变形组织。

从图2-1(a)可看出,经退火处理后的铸造组织由粗大的α基体和β相组成,原始晶粒尺寸约为100μm。

从图2-1(b)-(f)可以看出,在压缩变形初期(图2-1(b)),粗大的晶粒被压扁,进而发生弯曲、破碎成细晶粒,并在应力作用下获得重新分布,同时发生晶粒间的相对转动,带动已破碎的第二相发生滑移和变形,呈离散状分布,在平行流线上分布着大量细小、致密的等轴晶粒,说明形变组织已发生再结晶;图2-1(c)中开始出现再结晶组织,但变形孪晶组织仍占大部分;随应变增加(图2-1(d)),再结晶组织大量增加,原晶粒晶界处形成无畸变的新晶粒;图2-1(e)中几乎全为再结晶组织,晶粒细小,但变形不均匀;图2-1(f)为充分变形后得到的均匀等轴晶,晶粒大小约为5μm。

可见,在等温挤压过程中,随变形程度的增加,再结晶速度加快,有效地消除了铸态合金中粗大的晶粒及偏析,获得致密、细小的再结晶等轴晶组织。

（a）铸态（b）ε＝30%
(c)ε＝66.3% (d)ε＝77.5%
(e)ε＝82.6% (f)ε＝86.5%
图2-1实验合金的铸态与变形组织
2.2 温变形对AZ31镁合金组织的拉伸强度的影响
根据拉伸试验数据得出图2所示的△ζb~ε曲线,其中△ζb为变形后的合金强度相对于原始铸态组织强度的增加值。

由于材料的屈服强度与晶粒大小存在着Hall-Petch关系,晶粒细化不仅可以提高材料的强度,而且可以提高其塑性。

对AZ31镁合金,晶粒细化是提高镁合金强度的有效方法之一。

与铸态合金相比,在210℃变形后的AZ31镁合金的强度有很大提高,且增加幅度较大。

拉伸强度随着变形程度的增加而增大,但达到一定程度后不再增大,甚至有减小的趋势;变形程度为80 %时,其ζb达到最大值(305MPa),较铸态合金提高约50%。

之所以出现上述现象,可以认为在较低的变形程度下,随着变形程度的增加,
晶粒发生细化,强度增加;而应变增大到一定程度后,由于较大的变形提供了更多的能量,使得相界的扩散能力增强,有机会吞并附近细小的晶粒,使得晶粒数量减少、尺寸变大。

也就是说,变形所引起的动态再结晶只发生在一定的应变范围内,当变形超过某一程度后则进入晶粒长大阶段,从而出现随变形程度增大,强度增量不再增大反而有减小的趋势。

第3章轧制温度和变形量AZ31镁合金板材组织和硬度的影响
3.1 轧制温度对材料组织和硬度的影响
选用的坯料为自制的AZ31镁合金铸锭,其化学成分见表3-1。

轧制前,对坯料进行(400±5)℃×12h均匀化处理,目的是消除铸锭中的枝晶组织,使镁合金中的第二相如β(Mg17Al12)全部或部分固溶入基体中,改善材料组织及成分的均匀性,消除内应力,提高材料的工艺塑性。

轧制试验在双辊冷轧机(400 mm×600 mm)上进行。

金相试样用胶木粉镶嵌,经机械研磨和抛光后,铸锭试样用硝酸(4 mL)和乙醇(96 mL)混合液浸蚀;轧制试样用苦味酸(4.2g)、冰乙酸(10 mL)、乙醇(70 mL)和水(10 mL)的混合液浸蚀。

金相显微组织观察在OLYPUS-PME3光学显微镜上进行,平均晶粒尺寸通过截线法确定。

硬度测试在TH320全洛氏硬度计上进行硬度值为5个点测试结果的平均值。

表3-1AZ31镁合金坯料的成分%
取镁合金铸锭试样(100 mm×45 mm×9 mm)3块,分别在炉温为300、330、360℃的加热炉中保温15min后,在轧机上进行第1道次轧制;然后,在试验温度下回炉保温5 min后进行第2道次轧制;以后道次间的轧制工艺同第2道次。

经过10道次轧制后(每道次变形量为10%~12%,总变形量为83.3%),板材的厚度为1.5 mm。

铸锭及不同轧制温度下AZ31镁合金板材的金相组织见图3-1。

由图3-1可见,AZ31镁合金铸锭组织晶粒比较粗大,平均晶粒尺寸约为120μm,且晶界上有随机分布的二次相Mg17Al12,这是铸态AZ31镁合金的典型组织。

轧制后,板材的晶粒尺寸明显变小,为不完全的再结晶组织,在不同程度上存在孪晶组织,但再结晶组织占绝大多数。

轧制温度对镁合金板材组织和性能的影响,其实质是通过轧制时的塑性变形机制和动态再结晶过程的影响来实现的。

在再结晶温度(230℃左右)以上热轧时,塑性变形机制以滑移为主导,孪生为次,通过动态再结晶形成细小的新晶粒而使平均晶粒尺寸变小。

当轧制温度较低时,动态再结晶虽然进行
得不充分和存在部分孪晶组织,但其中新晶粒的尺寸特别细小。

随着轧制温度的升高,动态再结晶逐步变得充分,孪晶数量逐步减少,但晶粒有长大趋势。

在300、330和360℃轧制后,其等轴晶的平均晶粒尺寸分别约为7μm、8.5μm和9μm。

（a）铸锭（b）300℃
(c)330℃(d)360℃
图3-1轧制温度对AZ31镁合金微观组织的影响
铸锭及不同轧制温度下,板材的硬度见图3-2。

轧制后,由于晶粒细化,板材的硬度(HRA)值相对于铸锭(23.8)有明显的提高,但随着轧制温度的升高,其硬度值逐步下降。

在较高温度下进行轧制,组织主要发生动态再结晶过程,随着轧制温度升高,再结晶晶粒逐渐长大,故硬度值逐步下降。

图3-2 轧制温度对硬度的影响
在300℃轧制时,板材出现了裂边、裂纹现象;在330℃、360℃轧制时,板材无此现象。

综合组织观察、硬度和轧制情况,从提高材料性能的角度考虑,在上述工艺条件下,取轧制温度为330℃时进行轧制较为理想。

3.2 道次变形量对材料组织和硬度的影响
以镁合金铸锭为初始原料,研究在轧制温度为330℃和不同轧制道次下,道次的变形量对材料金相组织和硬度的影响。

每道次变形量分别为20%、30%、40%和50%,每道次轧制前保温15 min。

下一道次轧制试验以上一道次轧制后金相组织和综合性能较好的轧制板材作为试验材料,共进行了3个道次的轧制试验。

3.2.1 第1道次不同变形量对材料金相组织的影响
取镁合金铸锭试样(200 mm×100 mm×10 mm)4块,进行第1道次不同轧制变形量的试验。

第1道次不同轧制变形量对材料金相组织的影响见图3-3。

由图3-3可见,第1道次的不同变形量对微观组织的变化影响显著。

当变形量为20%时,轧制板材中只存在极少量的再结晶组织,孪晶和大晶粒占绝大多数。

当为变形量30%时,孪晶和大晶粒仍占绝大多数,但孪晶清晰可见,部分晶界发生弯曲且在晶界及孪晶附近形成了一部分细小的再结晶新晶粒,但新晶粒所占比例较小,故晶粒平均尺寸无明显细化。

随着轧制变形量的增大,再结晶新晶粒所占的比例不断增加,晶粒得到明显细化;当轧制变形量达到40%和50%时,板材组织中再结晶组织占95%以上,只存在极少量的孪晶组织,其平均晶粒尺寸分别约为6μm和5μm。

轧制过程中发现,变形量分别为20%、30%和40%时,轧制板材的品质良好;当变形量为50%时,板材厚度侧边有明显裂纹,表面有细小裂纹。

综合组织观察和轧制后板材质量情况,第1道次取变形量为40%左右时较合适。

(a)20% (b)30%
(c)40% (d)50%
图3-3镁合金第1道次不同变形量后的金相组织
3.2.2 第2道次不同变形量对材料金相组织的影响
将上述第1道次中变形量为40%时轧制后的板材,锯成大小均匀的4小块,进行第2道次不同轧制变形量试验,第2道次不同轧制变形量对组织的影响见图3-4。

由图3-4可见,经过第2道次轧制后,当变形量为20%时,板材组织中的晶粒粗大,且存在部分孪晶;当变形量为30%时,组织中出现了少量的动态再结晶新晶粒,但组织变化不明显;当变形量为40%时,组织中出现了大量的动态再结晶新晶粒,孪晶组织几乎全部消失,晶粒明显细小;当变形量为50%时,晶粒进一步细化。

从图3-4中还可以看出,随着变形量的增加,动态再结晶过程逐步进行得充分,晶
粒越来越均匀、细小。

轧制过程中发现,在变形量分别为20%、30%和40%时,轧制板材的质量良好;在变形量为50%时,板材厚度侧边有小裂纹。

综合组织观察和轧制后板材质量情况,第2道次取变形量为40%左右时较合适。

(a) 20% (b) 30%
(c)40% (d) 50%
图3-4AZ31镁合金第2道次不同变形量后的金相组织(330℃)
3.2.3 第3道次不同变形量对材料金相组织的影响
将上述第2道次中变形量为40%时轧制后的板材,锯成大小均匀的4小块,进行第3道次不同轧制变形量试验。

第3道次不同轧制变形量对组织的影响见图3-5。

由图3-5可见,经过第3道次轧制后,当变形量为20%时,板材中的组织均匀、晶粒细小,孪晶完全消失,为完全再结晶-等轴晶组织。

随着变形量的加大,晶粒尺
寸越来越小,在变形量为40%时,晶粒平均尺寸为3~4μm。

在轧制过程中发现,在变形量分别为20%、30%和40%时,轧制板材的质量良好;当变形量为50%时,板材有细小侧裂和裂纹。

综合组织观察和轧制后板材质量情况,第3道次取变形量40%左右时较合适。

(a)20% (b)30%
(c)40% (d)50%
图3-5AZ31镁合金第3道次不同变形量后的金相组织
随着每道次变形量的加大,板材组织由孪晶向等轴晶转变,晶粒逐步细化;随着轧制道次的增加,板材组织的晶粒逐步均匀、细小。

轧制后板材的组织随着道次变形量的加大和轧制道次的增加而变化的主要原因是,动态再结晶需要一个临界变形量,当实际变形量超过临界变形量时,动态再结晶才能发生,且随着变形量
的增加,动态再结晶逐步充分地进行,组织逐渐由孪晶转变为不完全再结晶组织再到完全再结晶组织。

此外,变形量对动态再结晶晶粒尺寸也有很大的影响,增大变形量可使晶内位错密度增加、晶格畸变加剧,从而使新晶粒形核数目增多而细化晶粒。

其组织变化的机理为:由于滑移系少的密排六方晶格的镁较易孪生,变形一开始就以孪生机制进行。

当孪生所产生的畸变较大或滑移受到阻碍时,滑移面上的位错在局部区域因受阻而集中,导致变形不均匀及应力分布不均匀。

经过高度变形的板材,于再结晶之后,由于大量的塑性变形造成金属晶体结构的严重畸变,再结晶时从晶格严重畸变的高能区产生大量的晶核,新晶粒又在正在长大的再结晶晶粒边界形核长大,从而使晶粒细化。

但变形量过大时,容易出现裂边或表面裂纹。

3.2.4道次变形量对材料硬度的影响
在本试验条件下,轧制温度为330℃时,不同道次的不同变形量对材料硬度的影响见图3-6。

由图3-6可见,随着板材每道次变形量的加大、轧制道次的增加,其硬度均逐步上升,在第3道次变形量为40%时,板材的硬度(HRA)值达到36.5。

在一定轧制温度下,随着变形量的增大,板材组织由不完全再结晶组织转变为完全再结晶组织等轴晶,晶粒越来越均匀、细小,故其硬度值逐步上升。

图3-6不同道次的不同变形量对硬度的影响
第4章AZ31-xCe镁合金的力学性能的研究
4.1 硬度
表4-1为AZ31-xCe合金轧制态及退火态的布氏硬度值。

由表可知,由于在轧制过程中合金产生了加工硬化现象,轧制态时试样的硬度值都较高,且随着Ce含量的增加,试样硬度值提高, 4#合金硬度值可达89HBS。

这说明,Al4Ce相的形成可以提高合金轧制态的硬度值。

合金的加工硬化现象对合金的继续变形是不利的,所以在多道次加工过程中,各道次间应进行退火以便合金继续变形。

轧制态试样经350℃、1 h退火后,由于发生了充分的再结晶,其硬度值明显下降,此时1#和4#合金硬度值仅为54HBS。

4.2 合金力学性能
表4-2为AZ31-xCe合金轧制态及退火态的力学性能数据。

由表可知,无论是轧制态还是退火态,随着Ce元素含量的增加,合金的强度和延伸率均提高。

当Ce 元素含量为1.02%时合金具有最高的强度和延伸率。

随着Ce元素含量的增加,在轧制态时,其抗拉强度和延伸率从1#合金的ζb=295MPa,δ=1.7%提高到4#合金的ζb=320MPa,δ=6.9%;退火态时,合金抗拉强度和延伸率从1#合金的ζb=251MPa,δ=17.1%提高到4#合金的ζb=260MPa,δ=22.1%。

所以,AZ31合金中, Ce元素的加入能够在一定程度上改善合金的综合力学性能。

表4-1AZ31-xCe合金轧制态及退火态布氏硬度值(HBS)
表4-2AZ31-xCe合金轧制态及退火态的力学性能
合金强化机制主要有细晶强化、形变强化和第二相强化。

AZ31合金添加Ce
可以细化其退火态晶粒并净化晶界,4#合金退火态抗拉强度和延伸率之所以比1#合金分别提高9MPa和5% (表4-2),细晶强化起到了一定的作用。

(a) 位错缠结(b)破碎的第二相
图4-1 4#合金轧制态TEM形貌
图4-1为4#合金轧制态的TEM形貌。

由图4-1(a)可知,变形后合金中位错密度增加,大量位错缠结在一起形成位错网状结构。

位错的缠结使得合金的强度和硬度提高,塑性变形更均匀,从而改善合金的力学性能,起到形变强化的作用。

由图4-1(b)可知,合金轧制变形后,第二相因破碎而细化。

经元素能谱分析可知,该相为富Al和Ce相,为凝固过程中析出的Al4Ce相。

细小、弥散的第二相在合金形变过程中能阻碍位错的运动,从而提高强度和硬度,改善合金的力学性能,起到第二相强化作用。

4.3 断口分析
由于镁为密排六方结构,塑性较差,故镁及镁合金的断裂一般为解理断裂或准解理断裂。

图4-2为1#和4#合金轧制态及退火态的断口形貌。

由4-2(a)可知,1#合金在退火前断口的撕裂棱和韧窝较少,断裂面几乎为平面,其断裂方式为准解理型断裂。

轧制态1#合金退火后,其断口形貌得到明显改善,撕裂棱和韧窝明显增多,为韧性断裂,如图4-2(c)。

当添加1.02%的Ce后,合金的断裂方式得到明显改善。

如图4-2(b)为4#合金轧制态断口形貌,对比1#合金轧制态断口形貌,其撕裂棱和韧窝数量明显增加。

退火后,其撕裂棱和韧窝数量最多,韧性最好。

所以Ce的加入可以明显改善AZ31的断口形貌,提高合金韧性。