劉 鵬，江海濤，段曉鴿，康 強

（北京科技大學 高效軋制國家工程研究中心，北京100083）

近年來，由于鎂合金具有低密度、高比強度、高比剛度、良好的阻尼性能、良好再回收性能等一系列優(yōu)點，而被廣泛應用于汽車、航天以及電子等產(chǎn)業(yè)［1］。但是，鎂合金具有密排六方結構，滑移系統(tǒng)非常有限，室溫下能夠開動的滑移系統(tǒng)數(shù)目更少。因此，鎂合金的室溫塑性和成形性能相對較差［2－4］。為了開發(fā)出具有良好塑性和室溫成形性能、同時又具有較高強度的鎂合金，細化晶粒無疑是一個最佳的途徑［5］。一般通過普通軋制的鎂合金，都具有明顯的（0002）基面織構，不利于板材的二次成形。雖然，國內(nèi)外已開發(fā)出許多新型加工方式，使得變形鎂合金的晶粒細化和宏觀織構的隨機化得到了進一步的改善，但是，由于其加工過程復雜，依然沒有得到廣泛的應用［6－8］。

通過稀土元素合金化鎂合金，不僅是細化晶粒的一種有效手段，也是一種控制宏觀織構、提高鎂合金塑性和室溫成形性的重要方法［9，10］。Huang 等［11］研 究發(fā)現(xiàn)，向Mg－4Y合金中加入其他稀土元素后，晶粒尺寸減小的同時，（0002）基面織構最大強度降低到了2.4，這與Stanford［9］得到的結論基本一致。Bohlen等［12］將稀土Y元素合金化到 Mg－Zn合金中，發(fā)現(xiàn)與傳統(tǒng)不加稀土的鎂合金相比，ZEK100在與軋向呈45°方向的伸長率達到39%左右，而且平均r值為1.18。

稀土Y和Ce與鎂有著相近的原子半徑（RY＝1.82×10－10m；RCe＝1.65×10－10m），與基體鎂可以形成金屬化合物，不僅可以提高合金的耐熱性能，而且在細化晶粒和提高鎂合金性能方面具有很大的潛力［13，14］。針對鎂合金室溫塑性和成形性能不佳的劣勢，本工作設計了含有不同含量稀土Y和Ce元素的七種鎂合金，來研究稀土Y和Ce對Mg－1.5Zn合金微觀組織、基面織構、力學性能和室溫成形性能的影響規(guī)律，為進一步開發(fā)綜合性能較好的鎂合金提供理論依據(jù)和實驗證據(jù)。

1 實驗材料與方法

選用鎂錠（99.99%Mg）、鋅錠（99.99%Zn）、Mg－30%Y和Mg－30%Ce中間合金作為實驗原材料。氬氣下采用真空感應爐冶煉含有不同Y和Ce含量的Mg－1.5Zn合金，其化學成分如表1所示。熔煉完成后，將熔融合金澆鑄成直徑為120mm，高度為100mm的圓柱坯，經(jīng)線切割得到尺寸為120mm×90mm×10mm的長方體鑄坯。

表1 實驗用 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金的化學成分（質量分數(shù)／%）Table1 Chemical compositions of the investigated Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys（mass fraction／%）

鑄坯在450℃均勻化退火12h，水淬后留待下一步熱軋。熱軋過程的變形總量為90%，軋后板材的厚度為1mm。為了防止熱軋時出現(xiàn)裂紋，前兩道次壓下量較小，分別為6%和8%。隨著熱軋的進行，道次壓下量逐漸增大并且穩(wěn)定在15%～20%之間。為保證軋制過程溫度穩(wěn)定在450℃左右，每道次過后，將板材在450℃的加熱爐中保溫15min。軋制完成后，成品板材在350℃下退火1h。

金相試樣經(jīng)體積分數(shù)為20%的硝酸甲醇化學拋光劑后進行侵蝕，侵蝕劑為5g苦味酸、5mL醋酸、100mL無水乙醇及10mL蒸餾水所配制的溶液。隨后，使用光學顯微鏡觀察合金顯微組織形貌；在SUPRA 55型熱場發(fā)射掃描電鏡上對典型試樣進行物相分析，觀察析出物的形貌特征；在Dmax1400X型X射線衍射儀上，采用Schulz反射方法，對試樣中心層（0002）極圖進行測定。測試參數(shù)：Cu靶，加速電壓為35kV，工作電流為25mA。

參照GB／T16865—1997，拉伸試樣幾何尺寸如圖1所示。沿板材軋制方向（RD）、與軋向成45°方向和垂直軋向（TD）分別取拉伸試樣進行拉伸實驗。用MTS810萬能試驗機測量合金的室溫力學性能參數(shù)（屈服強度，YS；抗拉強度TS；伸長率FE；r值）；拉斷試樣在SUPRA 55型熱場發(fā)射掃描電鏡上進行斷口分析。

圖1 拉伸試樣幾何尺寸Fig.1 Tensile specimen size

室溫?？松瓕嶒炘贐UP 600板料成形試驗機上進行。室溫下采用直徑為20mm半球型凸模，在凸模的作用下，凹模的內(nèi)板料會不斷地凸起，直至出現(xiàn)穿透裂紋凸模停止運行，此時測量的凸起高度即為?？松担‥richsen Value，IE）。試樣為直徑φ60mm 的圓片，壓邊力10kN，沖頭速率0.1mm／s，每種板材重復實驗三次。

2 結果與分析

2.1 顯微組織

圖2 450℃熱軋350℃退火1h后Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金的顯微組織（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0Ce Fig.2 Optical micrographs of Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys with the rolled at 450℃and subsequently annealed at 350℃for 1h（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0Ce

圖2為450℃熱軋350℃退火1h 后 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce實驗合金在RD－TD平面的顯微組織。從圖2（a）中可以看出，Mg－1.5Zn合金發(fā)生了明顯的不完全再結晶，晶粒主要由細小的等軸再結晶晶粒和未發(fā)生再結晶的粗大晶粒組成。晶粒尺寸分布也很不均勻，平均晶粒尺寸在100μm左右。從圖2（b）～（d）中可以看出，Mg－Zn－Y合金均發(fā)生了完全再結晶，晶粒主要由比較細小的再結晶等軸晶組成。與Mg－1.5Zn合金相比，Mg－1.5Zn－0.2Y 合金晶粒尺寸明顯減小，平均晶粒尺寸為24μm左右。但是，晶粒尺寸分布仍存在不均勻現(xiàn)象，與此同時，也可以觀察到有大量的孿晶存在于Mg－1.5Zn－0.2Y中（圖2（b）中圓圈）。當稀土 Y含量進一步增加到0.5%時，Mg－1.5Zn－0.5Y 合金晶粒更加細小均勻，且?guī)缀鯖]有孿晶存在，其平均晶粒尺寸為12μm 左右。此外，在Mg－1.5Zn－1.0Y中仍然沒有觀察到孿晶的存在。Mg－1.5Zn－1.0Y合金較Mg－1.5Zn－0.5Y合金晶粒尺寸稍有增大，其晶粒尺寸在13μm左右。一方面，說明稀土Y含量適當增加有助于在孿晶基體發(fā)生再結晶形核，最終導致孿晶被新生的再結晶晶粒所吞噬。另一方面，說明雖然稀土Y具有明顯細化晶粒的作用，但過多稀土Y的加入不利于晶粒尺寸的進一步細化。從圖2（e）～（g）中可以看出，Mg－Zn－Ce合金也均發(fā)生了完全再結晶，晶粒主要由比較細小的再結晶等軸晶組成。添加了0.2%Ce后，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金的晶粒尺寸明顯減小。與Mg－1.5Zn－0.2Y 合金相比，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金中沒有觀察到孿晶的存在，且晶粒大小分布較為均勻，平均晶粒大小為15μm。添加了0.5%Ce后，與Mg－1.5Zn－0.2Ce相比晶粒尺寸進一步縮小到13μm，且晶粒大小更加均勻，與Mg－1.5Zn－0.5Y合金平均尺寸基本一 致。Mg－1.5Zn－1.0Ce 合金平均晶粒尺寸為14μm。與稀土Y元素作用類似，稀土Ce可以有效地細化晶粒，同時，隨稀土Ce含量的增多，第二相析出粒子沿軋制方向的析出也不斷增多。

因為以上七種合金均經(jīng)歷了相同的熱軋和熱處理工藝，所以造成四種合金顯微組織上差異的主要原因是合金中加入不同質量分數(shù)的稀土Y和Ce元素。圖3為Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金第二相粒子SEM 形貌?？梢钥闯?，當向 Mg－1.5Zn合金中分別添加稀土Y和Ce元素后，即使加入質量分數(shù)僅為0.2%時，稀土Y和Ce元素并未完全溶于Mg基體中，而是以Mg2Y5和Mg3Zn3Y第二相析出物的形式存在于基體和晶界中，而稀土Ce則以MgZnCe的形式存在于基體和晶界中。

綜上所述，在Mg－1.5Zn合金中分別加入稀土Y和Ce元素后，一方面，沿合金軋制方向，形成了細小彌散的第二相粒子Mg2Y5，Mg3Zn3Y和MgZnCe。細小彌散的第二相粒子對形變和退火后的顯微組織具有明顯的細化作用。另一方面，稀土元素Y和Ce的加入有助于合金發(fā)生完全再結晶，使得晶粒從另一個方式上得到進一步的細化。基于這兩種方式的細化作用，平均晶粒尺寸為100μm左右的Mg－1.5Zn合金可細化至12μm左右。但是，稀土Y和Ce元素的過多加入，比如1.0%，將會使得晶粒進一步細化受到阻礙。從圖3可以看出，當添加稀土Y和Ce分別為1.0%時，第二相析出物的形貌發(fā)生了一定的變化。從原來相對的細小圓球狀，發(fā)展成為了相對粗大的短棒狀，這將不利于晶粒尺寸的進一步細化。

2.2 （0002）面織構

圖4為450℃熱軋350℃退火1h后Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce實驗合金的（0002）極圖?？梢钥闯?，圖4（a）是鎂合金典型的基面織構圖，其最大織構強度為13.0［15］。從圖4（b）～（d）中可以看出，微量Y元素的加入可以明顯弱化合金的基面織構。Mg－1.5Zn－0.2Y合金熱軋退火后，織構較Mg－1.5Zn合金明顯弱化，強度最大值僅為2.7，并且，基面織構沿著TD方向發(fā)生分裂，即c軸沿軋板ND方向朝TD方向偏轉±30°左右。Mg－1.5Zn－0.5Y合金熱軋退火后，其基面織構與Mg－1.5Zn－0.2Y合金相似，基面織構強度最大值進一步減小到2.4，c軸沿軋板ND方向朝TD方向也偏轉±30°左右。與Mg－1.5Zn－0.5Y 相比，Mg－1.5Zn－1.0Y 合金熱軋退火后，基面織構強度最大值增加為2.6，且c軸沿軋板ND方向朝TD方向偏轉的角度大約為±35°。從圖4（e）～（g）中可以看出，微量Ce元素的加入，同樣具有弱化合金基面織構的作用。但與稀土Y元素相比，隨著稀土Ce含量的增多，合金基面織構的最大強度值的分布規(guī)律卻略有不同。當向Mg－1.5Zn合金中添加0.2%Ce后，（0002）極圖的最大強度值減小到2.2。這比傳統(tǒng)鎂合金的（0002）極圖強度值小很多，Chino等報道的AZ31的（0002）基面最大織構強度為20.3［16］。有趣的是，與Mg－Zn－Y 合金實驗結果類似，Mg－Zn－Ce合金基面織構也均向TD方向發(fā)生了一定程度分裂。其中，Mg－1.5Zn－0.5Ce合金中，c軸沿軋板ND方向朝TD方向偏轉的角度大約為±25°左右，（0002）極圖最大強度值為2.7。Mg－1.5Zn－1.0Ce合金中，c軸沿軋板ND方向朝TD方向偏轉的角度大約為±35°左右，（0002）極圖最大強度值為3.4。

圖4 450℃熱軋350℃退火1h后 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金（0002）極圖（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0CeFig.4 （0002）pole figure of Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys with the rolled at 450℃and subsequently annealed at 350℃for 1h（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0Ce

以上實驗結果說明，稀土Y和Ce元素對于改善Mg－1.5Zn合金中的織構形態(tài)，弱化（0002）面織構最大強度具有明顯的作用。對于Mg－Zn－Y合金而言，隨著稀土Y含量的不斷增大，合金（0002）面織構最大強度呈現(xiàn)出先減小后增大的趨勢，其中 Mg－1.5Zn－0.5Y達到最小值2.4。而對于Mg－Zn－Ce合金而言，隨著稀土Ce含量的不斷增大，合金（0002）面織構最大強度呈現(xiàn)出逐步緩慢增大的趨勢，其中 Mg－1.5Zn－0.2Ce達到最小值2.2。稀土元素加入到鎂合金中后，比如Y和Ce，往往可以降低密排六方結構中的軸比值（c／a），減小非基面滑移的臨界剪切應力（Critical Resolved Shear Stress，CRSS），使得非基面滑移系統(tǒng)，甚至〈c＋a〉錐面滑移系統(tǒng)開動，進而提高鎂合金的力學性能和成形性能［17，18］。此外，結合圖1可知，微量稀土Y和Ce加入可以強烈地影響Mg－1.5Zn合金熱軋和退火過程中的再結晶行為。最終，合金在變形帶處的再結晶和非基面晶粒的優(yōu)先長大導致了（0002）基面織構沿軋板ND方向朝TD方向發(fā)生了不同程度的偏轉，這與相關研究結果基本一致［15，17］。正是由于這種（0002）基面織構強度的降低和TD分裂的特點，使得合金成形性能的提高才具有了相當大的提升空間。

2.3 室溫力學性能

圖5 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金室溫力學性能（a）力學性能；（b）r值；（1）Mg－Zn－Y合金；（2）Mg－Zn－Ce合金Fig.5 Mechanical properties of Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys at room temperature（a）mechanical property；（b）r value；（1）Mg－Zn－Y alloy；（2）Mg－Zn－Ce alloy

圖5為Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金室溫力學性能。其中實線對應抗拉強度和屈服強度指標，虛線對應伸長率指標。圖5（a－1），（b－1）為450℃熱軋350℃退火1h后Mg－Zn－Y合金的室溫力學性能，可以看出，兩種實驗合金在RD、45°和TD方向上抗拉強度較為接近，但是屈服強度、伸長率和r值存在明顯差異，這與合金熱軋退火后的織構密切相關。Mg－1.5Zn－0.2Y，Mg－1.5Zn－0.5Y和Mg－1.5Zn－1.0Y 合金平均r值分別為0.75，0.79和0.76，與不加稀土的鎂合金相比，其室溫成形性能更佳。唐偉琴等［19］研究表明，熱軋鎂合金薄板具有以（0001）基面平行于軋面為主的板織構，具有顯著的力學性能各向異性。這表明稀土Y元素的加入有利于板材成形。此外，值得注意的是，Mg－1.5Zn合金在TD方向的伸長率為9.3%，小于其在45°和RD方向的值（分別為16.4%和14%）。當加入稀土Y元素之后，Mg－Zn－Y合金在TD方向的伸長率總是略高于其在RD方向的值，而RD方向的值也略高于其在45°方向的值。Mg－1.5Zn－0.5Y的伸長率在TD方向達到最大，為23.0%。Mg－1.5Zn－1.0Y 合金在RD方向的抗拉強度達到最大，為252MPa。并且，隨著稀土Y含量的不斷增多，Mg－Zn－Y合金在各個方向的屈服強度和抗拉強度都在不斷地增加。與Mg－1.5Zn合金相比，無論是合金的強度指標，還是塑性指標，Mg－Zn－Y合金的各項性能均得到了很大的提高。

圖5（a－2），（b－2）為450℃熱軋350℃退火1h后Mg－Zn－Ce合金的室溫力學性能。與Mg－Zn－Y合金結果類似的是，隨著Ce含量的增加，Mg－Zn－Ce合金在各個方向的抗拉強度和屈服強度基本保持不斷增加的趨勢。對于Mg－Zn－Y合金，隨Y含量的增多，伸長率呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，而 Mg－Zn－Ce合金卻隨著Ce含量的增加呈現(xiàn)出不斷減小的趨勢。其中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金伸長率達到最大值27%，比 Mg－1.5Zn－0.5Y合金提高了4%，說明微量稀土Ce對于塑性的貢獻明顯高于稀土Y元素。此外，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金的r值也明顯高于Mg－Zn－Y合金，如圖5（b－2）所示。說明Ce元素更有利于成形性能的提高。本實驗合金熱軋退火后雖然織構明顯弱化，但是，其基面法向沿軋板TD方向發(fā)生偏轉，使得不同方向上的取向強度不均勻，造成試樣在不同方向上的性能不同，其中 Mg－1.5Zn－0.2Y和Mg－1.5Zn－1.0Ce合金在TD方向上的屈服強度較低，分別為121，198MPa，說明在拉伸過程中，合金在TD方向處于軟取向位置，有利于滑移變形的發(fā)生。

在Mg－1.5Zn合金中分別加入稀土Y和Ce元素后，由于形成了細小彌散的第二相粒子 Mg2Y5，Mg3Zn3Y和MgZnCe，Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金晶粒尺寸得到了很大程度的細化。而且，稀土Y和Ce元素對弱化 Mg－1.5Zn（0002）面織構和改善織構分布具有顯著作用?；谝陨蟽牲c，使得鎂合金中的非基面滑移系統(tǒng)，甚至〈c＋a〉錐面滑移系統(tǒng)開動，進而使得伸長率最大值可達23%～27%，同時，室溫成形指標r值也比較接近1.0。另一方面，稀土Y和Ce對于提高Mg－1.5Zn合金性能有著類似的規(guī)律，即適量的稀土將有利于合金力學性能的最大化提高，而過量添加則會導致合金力學性能的下降。就本實驗而言，0.5%Y和0.2%Ce是最佳含量。

圖6為450℃熱軋350℃退火1h后 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金在軋制方向拉伸斷口的SEM 形貌?？梢钥闯觯琈g－1.5Zn中沒有發(fā)現(xiàn)第二相粒子，斷口具有解理特征（圖6（a））。加入稀土Y元素之后（圖6（b）～（d）），斷口不但具有韌窩，而且形成了一定量彌散的第二相粒子 Mg2Y5和Mg3Zn3Y。Mg－1.5Zn－0.2Y合金的拉伸斷口中第二相粒子比較細小，尺寸大約在1μm左右；隨著合金中 Y元素的增加，Mg－1.5Zn－0.5Y合金中第二相粒子稍有增多，并且尺寸也有所增大（2μm 左右）；Mg－1.5Zn－1.0Y 合金相比其他兩種合金而言，由于Y元素含量進一步增大，第二相粒子分布明顯增多、增大，尺寸大約在5μm左右。由圖5（e）～（g）可以看出，加入稀土Ce元素之后斷口特征與加入稀土Y元素類似，都具有韌窩特征，并伴隨第二相粒子 MgZnCe的生成。其中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金中第二相粒子大小約為0.4μm；隨著Ce含量的增加，Mg－1.5Zn－0.5Ce和Mg－1.5Zn－1.0Ce合金中的第二相粒子數(shù)目明顯增加，且相對比較粗大。

一般來說，細小彌散的第二相粒子作為異質形核的核心從而促進再結晶，而粗大的析出物則阻礙再結晶過程中晶界的遷移和長大，影響織構發(fā)展，使材料的r值降低［20］。而粗大的第二相更容易產(chǎn)生應力集中，材料在變形過程中更容易開裂，進而影響其后期進一步加工成形。在Mg－1.5Zn－1.0Y實驗合金中，過量的Y元素使得合金產(chǎn)生大量相對粗大的Mg2Y5和Mg3Zn3Y第二相析出物，使得其伸長率相對于Mg－1.5Zn－0.2Y要低一些。在Mg－1.5Zn－1.0Ce合金中，由于MgZnCe第二相粒子相對粗大，雖然其（0002）極圖的最大強度僅為3.4，但從表3可以看出，其伸長率相對其他兩組加入Ce元素的合金要低很多，比如TD方向僅為13.4%，RD方向僅為13.9%。這也是導致其在15%條件下測試r值實驗時試樣斷裂的原因。

2.4 室溫成形性能

圖7為熱軋退火后 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce實驗合金的埃里克森杯突實驗結果。可以看出，Mg－1.5Zn合金的室溫成形性能較差，埃里克森杯突值僅為2.6。分別加入稀土Y和Ce元素后，合金的室溫成形性得到了明顯的提高。在Mg－Zn－Y 體系中，Mg－1.5Zn－0.5Y合金的室溫成形性能最好，埃里克森杯突值達到4.81；然而在Mg－Zn－Ce體系中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金的室溫成形性能最好，埃里克森杯突值達到5.46。

隨著合金中Y元素含量的增加，合金的IE值先增加后減小，但三組實驗的IE值差別不是很大。說明稀土Y元素可以有效地提高合金的室溫成形性能，但是過多Y元素的加入反而不利于室溫成形性能的提高，此結果與圖4（b）～（d）中 Mg－Zn－Y的織構強度變化相對應。同時，隨著Ce元素含量的增加，Mg－Zn－Ce合金的杯突值不斷減小，且當添加1.0%的Ce元素后，IE值減小很大，僅為3.84。說明過多稀土Ce的添加不利于合金成形性能的提高。鎂合金的板材織構與其成形性能關系密切，當分別添加稀土Y和Ce元素后，織構向TD方向偏轉一定角度，且經(jīng)過Erichsen實驗后板材表面裂紋平行于TD方向。說明稀土Y和Ce元素具有改變（0002）面織構分布、降低織構強度的作用。究其本質原因，相關研究表明稀土元素的加入，可以降低c軸的長度和軸比c／a，使得非基面滑移在室溫下更容易進行，進而提高合金的力學性能和成形性能［18］。

圖7 Mg－Zn－Y和Mg－Zn－Ce合金的埃里克森杯突實驗Fig.7 The Erichsen test of Mg－Zn－Y and Mg－Zn－Ce alloys（a）Mg－1.5Zn；（b）Mg－1.5Zn－0.2Y；（c）Mg－1.5Zn－0.5Y；（d）Mg－1.5Zn－1.0Y；（e）Mg－1.5Zn－0.2Ce；（f）Mg－1.5Zn－0.5Ce；（g）Mg－1.5Zn－1.0Ce

3 結論

（1）在Mg－1.5Zn合金中加入稀土元素Y后形成了彌散的第二相粒子Mg2Y5和Mg3Zn3Y，加入稀土元素Ce形成了彌散的第二相粒子MgZnCe，不僅促進了合金的再結晶行為，而且也起到了細晶強化的作用，使得合金的強度和塑性均有很大提高。Mg－Zn－Y體系中，Mg－1.5Zn－0.5Y合金的伸長率最大，為23.0%，Mg－1.5Zn－1.0Y 合金的抗拉強度最大，為252MPa。Mg－Zn－Ce體系中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金的伸長率達到最大，為27%，Mg－1.5Zn－1.0Ce合金抗拉強度最大，為220MPa。

（2）稀土元素Y和Ce元素可以有效地降低合金的（0002）基面織構強度，改變織構分布，使c軸由ND方向朝TD方向偏轉一定的角度，提高了合金的室溫成形性能，其中 Mg－1.5Zn－0.2Ce合金成形性能最好，其IE＝5.46。

（3）過多稀土Y和Ce元素的加入，導致第二相粒子有所粗大，不利于合金的力學性能和成形性能的進一步提高。Mg－Zn－Y體系中，Mg－1.5Zn－0.5Y合金綜合性能最好。Mg－Zn－Ce體系中，Mg－1.5Zn－0.2Ce合金綜合性能最好。

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