稀土元素改善镁合金组织性能研究进展_罗晓东.pdf

第 41 卷第 2 期 Vol.41No.2 2023 年 4 月Apr.2023中国稀土学报JOURNAL OF THE CHINESE SOCIETY OF RARE EARTHS稀土元素改善镁合金组织性能研究进展罗晓东*，张德洲，陈小雨，徐晨，汪虹，魏连春（重庆科技学院冶金与材料工程学院，重庆 401331）摘要：镁合金作为最轻的结构金属材料，在汽车、电子、航天航空等领域存在巨大的应用潜力。添加合金元素可以有效改善镁合金组织性能，稀土（RE）是改善镁合金机械、耐蚀性能，提高其成形性非常有效的元素。综述了RE在镁合金中的作用，列举了RE对Mg-Al，Mg-Zn系合金组织及性能的影响，对镁合金的未来前景进行了展望，为研发高综合性能稀土镁合金提供参考。关键词：稀土；镁合金；力学性能；耐腐蚀性；阻燃性能中图分类号：TG146.22文献标识码：A文章编号：1000-4343（2023）02-0244-12镁合金是最轻的结构金属，在汽车、电子和3C产品等领域具有巨大的应用潜力1-5，但密排六方（hcp）的晶体结构导致活动滑移系数量有限6-8，导致镁合金变形能力差、延展性差等缺陷，大大限制了其应用范围。研究者发现合金化可改善镁合金的组织和性能，扩大其适用范围。稀土元素（RE）是改善镁合金机械、耐蚀性能，提高其成形性的有效元素9-13。RE主要分为两组：Ce组和Y组。Ce组含有轻稀土（LREs）：LaEu，Y组包括重稀土（HREs）：GdY14-18。RE具有hcp晶体结构，在-Mg 基体中的固溶效果相对较好，LREs在-Mg中的溶解度通常低于HREs。为了进一步扩大镁合金在汽车和航空航天工业中的应用，人们在提高镁合金的综合性能方面做了大量的工作。Mg-Al系列和Mg-Zn系列是最常见的商用变形镁合金，添加RE可有效提高其强度、塑性、耐蚀性等性能19-20。1稀土元素在镁合金中的作用1.1细化晶粒Ce，Y，Sc等具有细化镁合金晶粒的效果，根据在-Mg中的固溶度的不同，RE细化晶粒所需的含量也不同21-24。Liu 等25研究了添加 Y 和 Ce 对 Mg-Zn-Zr 合金显微组织和力学性能的影响。结果表明，Y和Ce的加入使晶粒显著细化，随Y/Ce比值增加，平均晶粒尺寸从72.8 m减小至61.9 m。Y和Ce加入后形成了高熔点金属间化合物分散在晶界处，导致固-液界面前方的成分过冷区域扩大，限制了晶粒生长。Y和 Ce的添加量分别为 0.28%和 0.52%（质量分数）时，挤压态Mg-Zn-Zr合金的屈服强度（YS）为313 MPa，极限抗拉强度（UTS）为356 MPa，伸长率达到12.1%，获得良好的力学性能。Zhao等26研究了Y对触变成形AZ91D合金晶粒细化效果和性能影响。研究发现，添加 Y后，相的尺寸得到细化。在560 下等温保存10 min，含 Y 合金较原始 AZ91D 合金晶粒尺寸明显细化，如图1所示。Y的加入形成了Al2Y颗粒，细化的晶粒很可能在Al2Y颗粒上形核。另外，Al2Y颗粒形成过程中堆积在-Mg相前沿，降低了晶粒的生长速率，从而起到细化晶粒的效果21，27。Y添加后合金的YS，UTS和断裂伸长率均有所提升，其中伸长率从9.71%提升至13.27%，提升效果明显。1.2弱化织构镁合金的室温（RT）成形性有限，阻碍了镁合金作为结构材料的应用。织构控制可以改善镁合金成形性，添加RE是最有效的弱化织构的方法之一 28-32。Stanford 等33向 Mg 中分别添加 Al，Sn，Ca，La，Gd，对合金的织构和拉伸塑性等进行对比研究。结果表明，含La和Gd的合金表现出更好的延收稿日期：2021-10-14；修订日期：2021-12-29基金项目：国家自然科学基金项目（51701035）；重庆市教委科研基金项目（KJZD-K202001502）资助作者简介：罗晓东（1981-），男，硕士，副教授；研究方向：金属材料开发及其强韧性调控*通讯联系人：E-mail：DOI：10.11785/S1000-4343.20230205展性，抗拉强度低，产生了新的织构峰。Mg-Gd二元合金表现出伸长率25%的高延展性，Gd的加入使整体织构强度减弱，最强织构峰的位置从移动到和之间。该研究证实了RE弱化织构的效果显著，可用于改善镁合金的塑性。Liu 等34研究了 Gd，Ce 和 Y 对轧后退火 Mg-1.5Zn合金织构和力学性能的影响。研究发现，向Mg-1.5Zn 中添加 Gd，Ce 和 Y 可有效弱化基底织构。如图 2所示，对比添加不同 RE的合金（0002）平面极图发现，添加RE后峰值强度显著降低，基底极向 TD方向倾斜，说明 RE可有效弱化基底织构。另外，轧制温度也会对织构强度产生影响，随轧制温度升高，基底织构强度变弱。拉伸测试结果发现，Mg-1.5Zn-0.2Gd表现出相对优异的塑性，伸长率高达27%。与Ce和Y相比，Gd加入后形成的第二相颗粒数量少、尺寸小，对晶界和位错迁移的阻碍作用小，表现出较好的延展性。1.3固溶强化固溶强化是提高镁合金抗蠕变性能的主要机制，即使在较低的 RE 浓度下，强化效果仍然显著35-36。添加Gd，Y，Nd和Ce等元素，具有良好的固溶强化效果。Gavras等37研究了RE含量和热处理对高压压铸 Mg-La-RE（Nd，Y，Gd）合金的抗蠕变性能的影响。结果表明，Nd，Y，Gd的添加可显著降低合金的蠕变率，添加量为2.0%（原子分数）时，抗蠕变效果最佳。含Gd和Y合金的二次蠕变速率比含Nd合金低一个数量级，可能与固溶体中溶质扩散速率以及价态效应有关，导致Gd和Y表现出更好的固溶强化效果，使含Gd和Y合金具有更高的蠕变抗力。Abaspour等38-39分别添加 1.0%（原子分数）的Ca，Al，Zn，Sn和RE（Gd，Y，Nd）等溶质，研究二元镁合金的高温力学行为。结果表明，RE（Gd，Y，Nd）和Ca的固溶强化效果明显优于Al，Zn，Sn等元素，该结果归因于镁固溶体中短程有序的强化效应。Mo等40在Abaspour等研究的基础上开发出一种新型Mg-0.5Gd-1.2Ca铸造镁合金，研究合金的高温抗蠕变机制。结果表明，固溶处理（T4）的 Mg-0.5Gd-1.2Ca合金比峰值时效（T6）合金表现出更好的高温力学性能。因为镁固溶体中的Gd和Ca溶质具有形成共簇的强烈倾向，这种共簇可提供短程有序强化，从而提高T4合金的高温强度、抗应力松弛性和抗蠕变性能。图1560 等温保存 10 min 的铸态 AZ91D（a）和 AZ9D-Y（b）合金显微组织26Fig.1Microstructures of as-cast AZ91D（a）and AZ91D-Y （b）alloys isothermally held at 560 for 10 min26图2不同镁合金在不同温度下轧制后退火的（0002）平面极图34Fig.2（0002）plane pole figures of different magnesium alloys annealed after rolling at different temperatures34罗晓东等稀土元素改善镁合金组织性能研究进展2 期展性，抗拉强度低，产生了新的织构峰。Mg-Gd二元合金表现出伸长率25%的高延展性，Gd的加入使整体织构强度减弱，最强织构峰的位置从移动到和之间。该研究证实了RE弱化织构的效果显著，可用于改善镁合金的塑性。Liu 等34研究了 Gd，Ce 和 Y 对轧后退火 Mg-1.5Zn合金织构和力学性能的影响。研究发现，向Mg-1.5Zn 中添加 Gd，Ce 和 Y 可有效弱化基底织构。如图 2所示，对比添加不同 RE的合金（0002）平面极图发现，添加RE后峰值强度显著降低，基底极向 TD方向倾斜，说明 RE可有效弱化基底织构。另外，轧制温度也会对织构强度产生影响，随轧制温度升高，基底织构强度变弱。拉伸测试结果发现，Mg-1.5Zn-0.2Gd表现出相对优异的塑性，伸长率高达27%。与Ce和Y相比，Gd加入后形成的第二相颗粒数量少、尺寸小，对晶界和位错迁移的阻碍作用小，表现出较好的延展性。1.3固溶强化固溶强化是提高镁合金抗蠕变性能的主要机制，即使在较低的 RE 浓度下，强化效果仍然显著35-36。添加Gd，Y，Nd和Ce等元素，具有良好的固溶强化效果。Gavras等37研究了RE含量和热处理对高压压铸 Mg-La-RE（Nd，Y，Gd）合金的抗蠕变性能的影响。结果表明，Nd，Y，Gd的添加可显著降低合金的蠕变率，添加量为2.0%（原子分数）时，抗蠕变效果最佳。含Gd和Y合金的二次蠕变速率比含Nd合金低一个数量级，可能与固溶体中溶质扩散速率以及价态效应有关，导致Gd和Y表现出更好的固溶强化效果，使含Gd和Y合金具有更高的蠕变抗力。Abaspour等38-39分别添加 1.0%（原子分数）的Ca，Al，Zn，Sn和RE（Gd，Y，Nd）等溶质，研究二元镁合金的高温力学行为。结果表明，RE（Gd，Y，Nd）和Ca的固溶强化效果明显优于Al，Zn，Sn等元素，该结果归因于镁固溶体中短程有序的强化效应。Mo等40在Abaspour等研究的基础上开发出一种新型Mg-0.5Gd-1.2Ca铸造镁合金，研究合金的高温抗蠕变机制。结果表明，固溶处理（T4）的 Mg-0.5Gd-1.2Ca合金比峰值时效（T6）合金表现出更好的高温力学性能。因为镁固溶体中的Gd和Ca溶质具有形成共簇的强烈倾向，这种共簇可提供短程有序强化，从而提高T4合金的高温强度、抗应力松弛性和抗蠕变性能。图1560 等温保存 10 min 的铸态 AZ91D（a）和 AZ9D-Y（b）合金显微组织26Fig.1Microstructures of as-cast AZ91D（a）and AZ91D-Y （b）alloys isothermally held at 560 for 10 min26图2不同镁合金在不同温度下轧制后退火的（0002）平面极图34Fig.2（0002）plane pole figures of different magnesium alloys annealed after rolling at different temperatures3424541 卷中国稀土学报1.4固溶增塑镁合金有限的活动滑移系，导致其延展性、成形性能差。RE原子固溶在镁中可以降低基面与非基面滑移阻力差值，从而激活非基面滑移，提高镁合金塑性，起到固溶增塑的效果41-43。Kim等44研究了添加Y对基底滑移面、棱柱滑移面和二阶棱锥滑移面上位错滑移行为的影响。研究发现，Y溶质可以有效地增加应变过程中各种类型位错的临界剪切应力（CRSS），基面位错的CRSS增加比其他位错大，导致CRSS比（非基面/基面）降低，基面滑移和非基面滑移之间 CRSS 差值减小，锥面滑移系被激活，Mg-Y合金延展性增加。Sandlbes等45利用透射电子显微镜（TEM）和密度泛函理论（DFT），研究了Mg-Y合金室温塑性改善的潜在机制。研究发现，Y的固溶添加显著降低了本征层错能（I1SFE），使Mg-Y合金中形成了稳定的本征层错（SFI1），锥面位错被激活，位错源密度增加，锥面滑移启动更容易，锥面滑移系与基面滑移系的CRSS差值减小，Mg-Y合金室温塑性大幅提升。2稀土元素对镁合金组织性能的影响2.1Mg-Al系Mg-Al系合金是作为结构材料使用最广泛的镁合金，Mg-Al-Zn（AZ），Mg-Al-Mn（AM）和 Mg-Al-Si（AS）等是最常见的系列46-48。但由于Mg17Al12相热稳定性低，导致Mg-Al系合金高温机械性能差49。轧制过程中的边裂、强基底织构和不均匀的晶粒尺寸限制了Mg-Al系合金的室温成形性50。2.1.1Mg-Al-Zn系Mg-Al-Zn系合金具有良好的铸造性能和力学性能51-54，目前在工业上使用广泛，在环保型低成本汽车中的应用前景十分广阔55-57。添加适量RE可以改善 Mg-Al-Zn 系合金的耐腐蚀性能58-62、力学性能63-66以及阻燃性能67。Zhu等68发现Mn，Ce，La可提升AZ61的耐腐蚀性能，选用不同比例的RE（Ce，La）和Mn复合添加，研究合金的组织变化和腐蚀行为。结果表明，添加RE，Mn后，相的形貌从连续网状变成了颗粒状或不连续网状，数量逐渐减少，晶粒尺寸随Mn/RE比值的变化逐渐变大。从盐雾试验后合金的表面形貌（图3（a）（f）可知，随Mn/RE比值变小，合金腐蚀程度也随之变小，点蚀、裂纹等缺陷逐渐减少，合金表面趋于平整，耐腐蚀性提升。Mn/RE比值为0.3时，合金耐腐蚀效果最佳。该研究说明Ce，La可以作为Mn的辅助元素复合添加，通过调控合适的 Mn/RE比例，可提升 AZ61的耐腐蚀性。图3不同Mn/RE比值的AZ61经盐雾（5.0%NaCl）试验3 d后的表面形貌SEM图像68Fig.3SEM images of surface morphology of AZ61 with different Mn/RE ratios after salt spray（5.0%NaCl）test for 3 d68（a）0；（b）1.87；（c）1.01；（d）0.78；（e）0.59；（f）0.30246罗晓东等稀土元素改善镁合金组织性能研究进展2 期Liu等69研究了添加Sm对挤压态AZ41显微组织和腐蚀行为的影响。研究发现，随Sm含量增加，晶粒尺寸先增大后减小。少量Sm很可能会降低动态再结晶（DRX）晶粒的形核速率或增加DRX晶粒的生长速率，导致晶粒尺寸变大；当Sm添加量超过2%（质量分数）时，Al2Sm颗粒延迟了DRX过程，使合金晶粒有所细化。从腐蚀产物层的SEM图像可以看出，AZ41-1%Sm的腐蚀产物层（图4（b）相对平整，说明此时合金的耐腐蚀性良好。未添加Sm的AZ41合金腐蚀产物层（图4（a）可见许多大裂纹，利于 Cl-渗透，进而加剧腐蚀程度。另外，AZ41-2%Sm（图4（c）和AZ41-3%Sm（图4（d）腐蚀产物层分别观察到较大的纵向深度和微裂纹，表明腐蚀严重。EDS结果表明，腐蚀产物中只有Mg和O元素，结合 XRD 分析得出腐蚀产物为 Mg（OH）2。结合析氢实验结果，当Sm添加量为1%时，析氢速率最低，此时Mg的分解受到抑制，腐蚀速率低，耐腐蚀效果最佳。当Sm添加量高于1%时，析氢速率有所增加，耐腐蚀效果变差。该研究证实了加入适量的Sm对AZ41的耐蚀性具有良好的提升效果，但过量的Sm反而会加剧腐蚀过程。Wang等70向挤压态 AZ80中添加不同含量的Ce，研究合金组织演变和力学性能变化。Ce加入后合金平均晶粒尺寸从 34.2 m减小至 14.8 m，且形成了块状Al4Ce相。随Ce含量增加，Al4Ce颗粒数量增加且在基体中分布更均匀。Al4Ce颗粒数量的增加还为DRX晶粒提供了更多的形核位置，实现良好的细化晶粒的效果。EBSD分析结果（图5（a）（d）表明，添加Ce后挤压态AZ80合金的晶粒尺寸明显细化。所有试样中都可以观察到典型的片状织构，挤压态 AZ80 合金显示出相对较强的基底织构，0001 极图处的织构峰值强度为 18.32MRD。加入 Ce 后峰值强度逐渐减弱，当 Ce 含量为 1.4%时，峰值强度减弱至11.5MRD，且织构从 0001 平面略微扩展，说明Ce加入后形成了弱织构，有利于改善合金的变形能力。如图5（e）（h）所示，基底滑移的 Schmid 因子平均值从 0.232 增至 0.293，与晶粒细化现象保持一致。随Ce含量增加，面积分数从6.6%增至21.3%，有利于促进位错滑移，提高合金成形性。如图 5（i）（l）所示，低角度晶界（LAGBs）面积分数随Ce添加量的增加而减少。裂纹通过LAGBs可以直接转移到其他晶粒中，LAGBs面积分数减少在一定程度抑制了裂纹扩展，合金的变形能力提高。图4在3.5%NaCl溶液中浸泡3 d后合金腐蚀产物层SEM图像和EDS图谱69Fig.4SEM images and EDS mappings of corrosion product layer after immersing in 3.5%NaCl solution for 3 d69（a）AZ41；（b）AZ41-1%Sm；（c）AZ41-2%Sm；（d）AZ41-3%Sm24741 卷中国稀土学报该研究证实了添加 Ce 可导致显著的晶粒细化、减弱织构强度、增加Schmid因子和减少LAGBs面积分数，有利于提高挤压态AZ80合金的变形能力。Frank 等71向 AZ91 中添加 Ca 和 Y，通过调节Ca/Y的比例研究合金的氧化行为和阻燃性能。研究发现，Ca，Y复合添加提高了合金的自燃温度和最低加热持续时间。镁合金的阻燃性能与氧化层有关，氧化层中存在裂纹和晶界网络，Mg和O可以沿这些缺陷扩散。在加热过程中，由于熔体具更高的热膨胀，导致氧化层局部断裂，氧化速率增加，合金更容易自燃。Ca和Y的加入能够填充氧化层裂纹，并充当扩散屏障。Y的加入形成了Y2O3，与CaO 和 MgO 形成了复合氧化层，增加了保护层密度，有助于提高合金的阻燃性能，如图6所示。该研究证实了Ca，Y的加入形成了一层致密的保护性氧化层，防止菜花状结构的出现，有利于改善合金的阻燃性能。Qin等72为了开发阻燃镁合金，研究添加 Ca和 Ce对 AZ91D 阻燃性能和表面张力的影响。研究发现，保持合金中Ca含量为2.5%，随Ce含量的增加，合金的着火温度显著提高。合金的着火点在Ce含量为1.2%时，达到1371 K。当Ce的添加量超过1.2%后，合金的着火点急剧降低，如图7（a）所示。随着Ce含量的增加，表面张力逐渐降低，如图 7（b）所示。表面张力可以反映表面活性元素（Ca，Ce）的浓度范围73-74，是判断高温合金阻燃性能的一个重要参考指标。分析合金氧化膜发现，仅向AZ91D中添加Ca得到的氧化膜很薄，且表面含有许多微孔和裂纹，导致氧化膜疏松，阻碍氧化的作用效果差。复合添加Ca和Ce的氧化膜变得均匀且表面没有出现微孔或者裂纹，说明添加Ca和Ce形成的氧化膜能很好地将金属与氧气隔离，可有效提高AZ91D镁合金的阻燃性能。2.1.2Mg-Al-Mn系Mg-Al-Mn系合金具有良好的室温强度、延展图5不同Ce含量AZ80合金：（a）（d）EBSD取向图和对应的 0001 极图；（e）（h）基底滑移Schmid因子分布直方图；（i）（l）错向角分布直方图（215）（Ce含量：（a），（e），（i）=0；（b），（f），（j）=0.2%；（c），（g），（k）=0.8%；（d，h，l）=1.4%）70Fig.5AZ80 alloy with different Ce content：（a）（d）EBSD orientation maps and corresponding 0001 pole figure；（e）（h）the basal slip Schmid factor distribution histograms；（i）（l）the misorientationangle distribution histograms（215）（Ce content：（a），（e），（i）=0；（b），（f），（j）=0.2%；（c），（g），（k）=0.8%；（d），（h），（l）=1.4%）70248罗晓东等稀土元素改善镁合金组织性能研究进展2 期性和耐腐蚀性，常用于方向盘和仪表板等75。但由于枝晶间共晶区Mg17Al12相的析出和粗化，导致高温机械性能较差。添加RE是改善AM系合金力学性能的有效途径。Wang 等76研究了添加 Ce 对铸态和热轧态AM50 合金微观结构和拉伸性能的影响。Ce 加入后，Mg17Al12相被细化，Al11Ce3相沿晶界析出，随Ce添加量增加，Al11Ce3相数量增加，Mg17Al12相数量减少，如图 8（a）（d）所示。当 Ce添加量为 1.5%时，合金获得最佳拉伸性能。Ce含量继续增加会导致Al11Ce3相粗化并形成团簇状，如图8（e）和（f）所示。团簇状的Al11Ce3相将-Mg基体切割，导致变形过程中Al11Ce3相与-Mg基体间的晶界附近容易产生裂纹，合金的拉伸性能降低。热轧后，AM50-1.5Ce合金晶粒细化至15 m左右，与铸态合金相比，热轧态合金的UTS和YS分别提高了57%和156%，拉伸性能显著提升。Wang等75向Mg-2Al-0.5Mn中复合添加00.5%的Zn和0.5%1%的La-Ce混合稀土（MM），研究合金的显微组织演变和室温力学性能。结果表明，Zn添加量为 0.5%时，晶粒尺寸减小了 30%，继续添加0.5%MM，晶粒尺寸缩小至40%。Zn在凝固过程中可作为 Mg 的晶核，MM 加入后在晶界处形成Al11La（Ce）3相，限制晶粒生长，促进晶粒细化。力学性能测试结果发现，Mg-2Al-0.5Mn-0.5Zn-1MM合金表现出较好的拉伸性能，添加 MM 后形成的Al11La（Ce）3相具有高热稳定性，且Al11La（Ce）3相可以有效阻止位错运动和晶界滑移，合金收缩率降低，机械性能得到提升。2.2Mg-Zn系Mg-Zn 系合金被认为是最强的变形镁合金之一，在室温下具有良好的强度和延展性77-78，但较低的时效硬化响应和较差的高温机械性能限制了其应用79。向Mg-Zn系添加微量RE被认为是开发具有良好机械性能的新型变形镁合金最有前景的方法之一。Cai等80为了开发具有优异室温成形性能的新型镁合金，研究Y，Ce和Gd对Mg-1.5Zn合金织构和拉伸成形性能的影响。结果表明，Y，Ce和Gd可以削弱基底织构，有利改善合金的成形性能。但是，添加Y，Ce形成了大量第二相颗粒，如图9（a）和（b）所示。坚硬的第二相颗粒会导致应力集中，较多的第二相粒子会抵消弱基底织构对合金成形性能的改善作用。添加Gd产生的第二相颗粒从尺寸和数量上均小于前两者，如图9（c）所示。分析拉图7不同Ce含量的AZ91D-2.5%Ca镁合金的着火点（a）和表面张力变化曲线（b）72Fig.7Ignition point（a）and surface tension change curve （b）of AZ91D-2.5%Ca magnesium alloy with different Ce content72图6添加Ca/Y后AZ91合金氧化层变化示意图71Fig.6Schematic diagram of oxide layer change of AZ91 alloy after adding Ca/Y7124941 卷中国稀土学报伸断口形貌（图9（d）（f）发现，Mg-1.5Zn-0.2Gd合金断口观察到大量的韧窝和少量的撕裂脊，说明在拉伸过程中经历了足够的塑性变形，表现出相对较好的延展性。重庆大学潘复生院士团队针对RE改性Mg-Zn系合金做了大量研究81。Pan等81通过微观分析和拉伸测试，研究了Sc对ZK60变形镁合金组织和力学性能的影响。研究发现，Sc的加入细化了枝晶组织，改变了铸态化合物的形貌和尺寸。随着Sc添加量的增加，共晶化合物的尺寸减小，骨架状共晶化合物逐渐转变为颗粒状化合物或离异共晶化合物。拉伸测试发现，挤压态 ZK60合金的 UTS和 YS值随 Sc含量的增加而增加，但伸长率降低。当Sc添加量为0.6%时，ZK60-0.6Sc 合金的 UTS 和 YS 值分别达到 350和 280 MPa。经 T6 热处理后，合金的 UTS 几乎不变，YS 提升至 352 MPa，UTS 和 YS 比值接近 1。Zhang等82研究了Er对Mg-1.5Zn-0.1Zr合金显微组织、机械性能和成形性能的影响。结果表明，Er加入后与合金中的 Mg 和杂质元素（Ca，Si，O 等）结图9不同镁合金析出物和拉伸断口形貌的SEM图像80Fig.9SEM images of different magnesium alloy precipitates and tensile fracture shapes80（a），（d）Mg-1.5Zn-0.2Y；（b），（e）Mg-1.5Zn-0.2Ce；（c），（f）Mg-1.5Zn-0.2Gd图8铸态 Mg-5Al-0.3Mn-xCe合金的光学显微组织76Fig.8Optical microstructure of as-cast Mg-5Al-0.3Mn-xCe alloy76（a）x=0.5；（b）x=1.0；（c）x=1.5；（d）x=2.0；（f）x=3.0250罗晓东等稀土元素改善镁合金组织性能研究进展2 期合，形成许多细小颗粒分散在基体上，有效净化了-Mg基体，如图10所示。当Er添加量为0.4%时，Mg-1.5Zn-0.1Zr-0.4Er合金伸长率为16%，UTS和YS值分别达到285和270 MPa，屈服拉伸比高达0.95，表现出良好的机械性能和成形性能。Abedi等83研究了添加 Ce基稀土和热变形对Mg-0.5Zn-0.5Zr合金显微组织和力学性能的影响。结果表明，RE 可有效细化铸态组织，RE 含量为1.0%时，晶粒细化效果显著，添加2.0%RE后，细化速度降低。RE含量过高会导致晶粒细化效果减弱，甚至出现晶粒粗化或产生树枝状结构，合金力学性能变差。RE添加量为1%时，合金UTS提升了约 80%，伸长率略有提高。对 Mg-0.5Zn-0.5Zr-1RE合金进行热挤压后，合金晶粒尺寸从180 m减至2 m，UTS 达到 415 MPa，伸长率为 17%，拉伸韧性为65.9 MJm-3，具有良好的强度和塑性。RE含量过高会导致合金在热加压过程中出现微裂纹，强度和延展性大幅降低。3结语与展望在“碳达峰、碳中和”的背景下，镁合金作为“21世纪的绿色工程材料”，必须具备高综合性能才能满足当前工业发展的需要。RE可以通过细化晶粒、弱化织构、固溶强化和固溶增塑等方式，改善合金的耐腐蚀性、耐磨性、阻燃性和成形性等性能。目前 RE 几乎都是作为辅助元素，配合 Ca，Zn，Al，Mn等元素使用，在合金中占比极少。今后应该研发以RE为主的高性能镁合金，对RE协同其他合金元素改善镁合金性能的影响机制和作用效果进行深入分析探讨，进一步研究RE对织构、晶粒形态和溶质偏析等微观结构的调控，充分利用中国丰富的稀土资源优势，在获得高综合性能稀土镁合金产品上做出突破，扩大镁合金应用市场。参考文献：1 Zhang J H，Liu S J，Wu R Z，Hou L G，Zhang M L.Recentdevelopments in high-strength Mg-RE-based alloys：Focusing on Mg-Gd and Mg-Y systems J.J.Magnesium Alloys，2018，6（3）：277.2 Tza B，Yha B，Fpa B，Yz A，Ata B.Fabrication of corrosion-resistantsuper-hydrophobic 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卷中国稀土学报8 Doiphode R L，Murty S V S N，Prabhu N，Kashyap B P.Effects of caliber rolling onmicro-structure and room temperature tensile properties of Mg-3Al-1Zn alloy J.J.Magnesium Alloys，2013，1（2）：169.9 Li B B，Zhang K，Shi G L，Wang K K，Li Y J，Li X G，Ma M L，Yuan J W.Microstructure evolution，mechanical properties and creep mechanisms of Mg-12Gd-1MM-0.6Zr（wt%）magnesium alloy J.J.Rare Earths，2021，39（5）：600.10 Wang Y G，Guan S K，Zeng X Q，Ding W J.Effects of RE on the microstructure and mechanical properties of Mg-8Zn-4Al magnesium alloy J.Mater.Sci.Eng.，A，2006，416（1-2）：109.11 Liu W J，Cao F H，Zhang Z，Zhang J Q.Effect of rare earth element Ce and La on corrosion behavior of AM60 magnesium alloy J.Corros.Sci.，2009，51（6）：1334.12 Li D Q，Wang Q D，Ding W J.Application of rare earth metals in wrought magnesium alloy J.Light Alloy Fab.Technol.，2006，34（12）：9.13 Birbilis N，Easton M A，Sudholz A D，Zhu S M，Gibson M A.On the corrosion of binary magnesium-rare earth alloys J.Corros.Sci.，2009，51（3）：683.14 Jung I 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