稀土元素与凝固速度对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的耦合作用研究

稀土元素与凝固速度对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的耦合作用研究1绪论1.1研究背景与意义镁合金作为目前工程应用中最轻的金属结构材料，具有密度低、比强度和比刚度高、阻尼性能好、电磁屏蔽能力强、易切削加工、可回收利用等一系列优点，在航空航天、汽车、电子、轨道交通等领域展现出了广阔的应用前景。在众多镁合金体系中，AZ31变形镁合金由于其良好的室温强度、延展性和抗大气腐蚀能力，且价格相对低廉，成为了目前商业化应用最为广泛的变形镁合金之一。例如，在汽车制造领域，AZ31镁合金被用于制造发动机支架、仪表盘骨架等零部件，有效减轻了汽车重量，提高了燃油经济性。然而，传统的AZ31镁合金在性能上仍存在一些局限性，如室温塑性变形能力有限、高温强度不足、耐蚀性有待提高等，这些问题在一定程度上限制了其在高端领域的进一步应用。为了克服这些缺点，研究人员采用了多种方法对AZ31镁合金进行改性，其中稀土合金化和控制凝固速度是两种重要的手段。稀土元素由于其独特的电子结构（具有未充满的4f电子层），在镁合金中表现出多种有益作用。一方面，稀土元素可以细化镁合金的晶粒，通过在凝固过程中作为异质形核核心，增加形核率，从而使晶粒尺寸减小，达到细晶强化的效果。如在含Ce的AZ31镁合金中，Ce元素能够细化合金的铸态晶粒组织，使α-Mg基体晶粒更加细小。另一方面，稀土元素可以与合金中的其他元素形成各种金属间化合物，这些化合物弥散分布在基体中，起到弥散强化的作用。例如，La添加到Mg-Al系镁合金中，会形成弥散分布于晶界处的Al11La3相，产生弥散强化作用，同时由于其热稳定性高，有利于提高合金的高温性能。此外，稀土元素还能改善合金的耐蚀性、抗氧化性等其他性能。凝固速度对合金的组织和性能也有着至关重要的影响。在快速凝固条件下，合金熔体的冷却速度极快，使得原子的扩散受到极大限制，从而能够获得与传统凝固方式截然不同的组织和性能。快速凝固可以显著细化合金的微观组织，消除偏析现象，提高合金中溶质的溶解度，形成过饱和固溶体、非平衡晶体及非晶体等。例如，在快速凝固的AZ31镁合金中，合金组织中的第二相逐渐变成蠕虫状在基体分布，且与亚快速凝固组织中的球状相相比，成分发生了变化。同时，凝固速度还会影响合金中相的析出顺序和形貌。尽管目前对于稀土元素和凝固速度对AZ31镁合金的影响已有一定的研究，但仍存在许多有待深入探究的问题。不同稀土元素以及稀土元素与其他元素复合添加时，对AZ31-RE-Sb合金组织和相组成的具体影响机制尚不明确。在不同凝固速度下，合金的凝固过程、相转变行为以及组织演变规律还需要进一步系统研究。深入研究稀土元素与凝固速度对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响，不仅能够丰富和完善镁合金材料科学的基础理论，而且对于开发高性能的AZ31镁合金材料，拓展其应用领域，具有重要的理论意义和实际应用价值。1.2国内外研究现状1.2.1稀土元素对镁合金组织性能的影响研究国内外学者对稀土元素在镁合金中的作用进行了大量研究。在晶粒细化方面，研究表明稀土元素能够作为异质形核核心，增加形核率，从而细化镁合金的晶粒。例如，Yoshida等人研究发现，在Mg-Al系合金中添加Ce元素，Ce与Al形成的Al11Ce3相可作为有效的异质形核核心，使合金的晶粒尺寸显著减小，细化效果明显。国内学者任红涛等研究稀土元素Y对AZ31镁合金金相组织的影响时也发现，当稀土添加量为0.6%-0.9%时，α（Mg）基体晶粒变细，并且加入量为0.9%时得到更细化的组织。在强化机制方面，稀土元素可以通过固溶强化、弥散强化等方式提高镁合金的强度。如在Mg-Zn系合金中添加Nd元素，Nd原子固溶于α-Mg基体中引起晶格畸变，产生固溶强化作用；同时，形成的Mg12Nd相弥散分布在基体中，起到弥散强化的作用，有效提高了合金的强度和硬度。此外，稀土元素还能改善镁合金的高温性能，李上民等学者研究指出，La添加到Mg-Al系镁合金中形成的Al11La3相热稳定性高，可阻碍位错移动，有利于提高合金的高温性能。在耐蚀性方面，部分稀土元素能改善镁合金的耐蚀性。研究发现，Ce元素可以有效地提高α-Mg基固溶体的耐蚀性能，还因形成的稀土第二相使得合金β-Mg17Al12相均匀分布，阻碍腐蚀作用。然而，稀土元素在镁合金中的应用也存在一些问题，如在含铝镁合金中形成的粗大针状稀土相，会对合金基体产生很强的割裂作用，并引起应力集中，严重影响合金强韧性以及塑性的进一步提高。1.2.2凝固速度对合金影响的研究凝固速度对合金的组织和性能影响显著，一直是材料科学领域的研究热点。在微观组织方面，快速凝固能够显著细化合金的晶粒尺寸，消除偏析现象。刘艳和冯婧等学者研究指出，快速凝固技术大大提高了凝固时的形核速率，极短的凝固时间使晶粒无法充分长大，从而形成非常细小的凝固组织，可获得微晶甚至纳米晶，并且晶粒尺寸十分均匀。在相结构方面，凝固速度会影响合金中相的析出顺序和形貌。如在Ni/Ni3Al基高温合金中，高凝固速度会使γ′尺寸显著减小，形貌倾向于球形，β相发生马氏体相变等。在性能方面，适当的凝固速度可以提高合金的强度、硬度等力学性能。Kim等人研究凝固速度对AZ31-RE-Sb合金微观结构和力学性能的影响时发现，随着凝固速度的增加，合金的晶体尺寸减小，晶界和相间界面数量增加，强度逐渐提高。但凝固速度过快也会带来一些问题，解锂等人研究发现，当凝固速度过大时，易产生孪晶和裂纹，导致合金的性能下降。不同的凝固速度还会影响合金的物理性能，如热膨胀系数、导电性等。1.2.3AZ31-RE-Sb合金的相关研究目前针对AZ31-RE-Sb合金的研究，主要集中在稀土元素和Sb复合添加对合金组织和性能的影响以及凝固速度对该合金的作用等方面。在稀土元素与Sb复合合金化方面，董易超通过研究发现，MM-Sb复合合金化和Ce-Sb复合合金化均能得到较为弥散的球状第二相，且MM-Sb对合金的细化程度更大。在凝固速度对AZ31-RE-Sb合金的影响方面，研究表明在亚快速凝固速度范围内，随着凝固速度的逐渐增加，合金组织中的第二相逐步细化、球化、弥散；在快速凝固速度的范围内，随着凝固速度的增加，合金组织中的第二相逐渐变成蠕虫状在基体分布。然而，现有研究对于不同稀土元素以及多种稀土元素复合添加时在AZ31-RE-Sb合金中的具体作用机制尚未完全明确，在不同凝固速度下合金的凝固过程、相转变行为以及组织演变的系统研究还存在不足。1.3研究内容与方法1.3.1研究内容（1）研究不同稀土元素（如Ce、La、Y等）对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响。通过向AZ31镁合金中添加不同种类和含量的稀土元素以及Sb元素，利用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）等分析测试手段，观察合金的微观组织形貌，确定合金中的相组成和相结构，研究稀土元素对合金晶粒尺寸、第二相的种类、数量、形态及分布的影响规律。（2）探究稀土元素复合添加时对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的作用。研究多种稀土元素复合添加在AZ31-RE-Sb合金中的协同效应，分析复合添加时合金组织和相组成的变化情况，与单一稀土元素添加进行对比，明确复合添加的优势和特点，揭示稀土元素之间的相互作用机制以及对合金组织和相组成的影响规律。（3）分析凝固速度对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响。采用普通凝固工艺、亚快速凝固工艺和快速凝固工艺制备合金，研究不同凝固速度下合金的组织和相组成变化。利用OM、SEM、XRD等手段观察不同凝固速度下合金的微观组织，确定相的种类、形貌和分布，分析凝固速度对合金晶粒细化、第二相的形成、生长和分布的影响。（4）研究稀土元素与凝固速度交互作用对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响。在不同凝固速度条件下，添加不同稀土元素制备AZ31-RE-Sb合金，分析稀土元素和凝固速度的交互作用对合金组织和相组成的综合影响。通过对比不同条件下合金的微观组织和相组成，建立稀土元素与凝固速度交互作用对合金组织及相组成影响的关系模型，为高性能AZ31镁合金的制备提供理论依据。（2）探究稀土元素复合添加时对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的作用。研究多种稀土元素复合添加在AZ31-RE-Sb合金中的协同效应，分析复合添加时合金组织和相组成的变化情况，与单一稀土元素添加进行对比，明确复合添加的优势和特点，揭示稀土元素之间的相互作用机制以及对合金组织和相组成的影响规律。（3）分析凝固速度对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响。采用普通凝固工艺、亚快速凝固工艺和快速凝固工艺制备合金，研究不同凝固速度下合金的组织和相组成变化。利用OM、SEM、XRD等手段观察不同凝固速度下合金的微观组织，确定相的种类、形貌和分布，分析凝固速度对合金晶粒细化、第二相的形成、生长和分布的影响。（4）研究稀土元素与凝固速度交互作用对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响。在不同凝固速度条件下，添加不同稀土元素制备AZ31-RE-Sb合金，分析稀土元素和凝固速度的交互作用对合金组织和相组成的综合影响。通过对比不同条件下合金的微观组织和相组成，建立稀土元素与凝固速度交互作用对合金组织及相组成影响的关系模型，为高性能AZ31镁合金的制备提供理论依据。（3）分析凝固速度对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响。采用普通凝固工艺、亚快速凝固工艺和快速凝固工艺制备合金，研究不同凝固速度下合金的组织和相组成变化。利用OM、SEM、XRD等手段观察不同凝固速度下合金的微观组织，确定相的种类、形貌和分布，分析凝固速度对合金晶粒细化、第二相的形成、生长和分布的影响。（4）研究稀土元素与凝固速度交互作用对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响。在不同凝固速度条件下，添加不同稀土元素制备AZ31-RE-Sb合金，分析稀土元素和凝固速度的交互作用对合金组织和相组成的综合影响。通过对比不同条件下合金的微观组织和相组成，建立稀土元素与凝固速度交互作用对合金组织及相组成影响的关系模型，为高性能AZ31镁合金的制备提供理论依据。（4）研究稀土元素与凝固速度交互作用对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响。在不同凝固速度条件下，添加不同稀土元素制备AZ31-RE-Sb合金，分析稀土元素和凝固速度的交互作用对合金组织和相组成的综合影响。通过对比不同条件下合金的微观组织和相组成，建立稀土元素与凝固速度交互作用对合金组织及相组成影响的关系模型，为高性能AZ31镁合金的制备提供理论依据。1.3.2研究方法（1）试验合金制备：根据研究内容设计合金成分，采用真空感应熔炼炉熔炼合金。将纯镁、纯铝、纯锌、稀土中间合金（如Mg-Ce、Mg-La等）和纯锑按一定比例配料，在保护性气体（如氩气）氛围下进行熔炼，以防止合金元素的氧化烧损。熔炼过程中，严格控制温度、时间等工艺参数，确保合金成分均匀。熔炼完成后，采用不同的凝固工艺制备合金试样，包括普通砂型铸造获得普通凝固态合金、水冷铜模浇注制备亚快速凝固态合金、单辊快速凝固设备制备快速凝固态合金（如薄带）。（2）微观组织分析：利用光学显微镜（OM）对合金试样进行金相观察，分析合金的晶粒尺寸、形状以及第二相的分布情况。将合金试样经过切割、打磨、抛光、腐蚀等处理后，在光学显微镜下观察其微观组织形貌，并使用图像分析软件测量晶粒尺寸。采用扫描电子显微镜（SEM）及配备的能谱仪（EDS）对合金微观组织进行更细致的观察和成分分析。通过SEM可以观察到合金中第二相的形貌、大小和分布，利用EDS能分析第二相的化学成分，确定相的种类。利用X射线衍射仪（XRD）对合金进行物相分析，确定合金中的相组成。通过XRD图谱分析，可以确定合金中存在哪些相，并根据衍射峰的位置和强度等信息，分析相的结构和含量变化。（3）热分析：采用差热分析仪（DTA）对合金进行热分析，研究合金的凝固过程、相转变温度等。在加热和冷却过程中，记录合金的热效应，分析合金中各相的析出顺序和转变温度，探讨稀土元素和凝固速度对合金凝固过程和相转变行为的影响。（2）微观组织分析：利用光学显微镜（OM）对合金试样进行金相观察，分析合金的晶粒尺寸、形状以及第二相的分布情况。将合金试样经过切割、打磨、抛光、腐蚀等处理后，在光学显微镜下观察其微观组织形貌，并使用图像分析软件测量晶粒尺寸。采用扫描电子显微镜（SEM）及配备的能谱仪（EDS）对合金微观组织进行更细致的观察和成分分析。通过SEM可以观察到合金中第二相的形貌、大小和分布，利用EDS能分析第二相的化学成分，确定相的种类。利用X射线衍射仪（XRD）对合金进行物相分析，确定合金中的相组成。通过XRD图谱分析，可以确定合金中存在哪些相，并根据衍射峰的位置和强度等信息，分析相的结构和含量变化。（3）热分析：采用差热分析仪（DTA）对合金进行热分析，研究合金的凝固过程、相转变温度等。在加热和冷却过程中，记录合金的热效应，分析合金中各相的析出顺序和转变温度，探讨稀土元素和凝固速度对合金凝固过程和相转变行为的影响。（3）热分析：采用差热分析仪（DTA）对合金进行热分析，研究合金的凝固过程、相转变温度等。在加热和冷却过程中，记录合金的热效应，分析合金中各相的析出顺序和转变温度，探讨稀土元素和凝固速度对合金凝固过程和相转变行为的影响。2相关理论基础2.1稀土元素特性与作用机理稀土元素是指元素周期表中原子序数从57（镧，La）到71（镥，Lu）的镧系元素，以及钪（Sc）和钇（Y），共计17种化学元素。这些元素具有独特的电子结构，其电子构型的特点是最外层电子为ns^2（n为电子层数），次外层为(n-1)s^2(n-1)p^6(n-1)d^{0-1}，而倒数第三层的4f轨道则处于未充满状态。以镧系元素为例，其基态原子的电子层构型遵循[Xe]4f^n6s^2（n=0～14）的通式。其中，镧（La）的电子构型为[Xe]5d^16s^2，是一种特殊情况，其4f轨道未填充电子；铈（Ce）的电子构型为[Xe]4f^15d^16s^2，4f轨道填充了1个电子。这种独特的电子结构使得稀土元素在化学反应中表现出一些特殊的性质。由于4f电子的屏蔽效应较弱，随着原子序数的增加，有效核电荷逐渐增强，导致原子半径和离子半径逐渐减小，这种现象被称为镧系收缩。镧系收缩使得稀土元素的化学性质较为相似，但又存在一些细微的差异。同时，4f电子的存在使得稀土元素在光学、磁学等方面表现出优异的性能，例如许多稀土化合物具有良好的荧光特性，被广泛应用于照明、显示等领域。在镁合金中，稀土元素主要通过以下几种方式发挥作用：细化晶粒：稀土元素在镁合金凝固过程中可以作为异质形核核心，增加形核率，从而细化晶粒。这是因为稀土元素与镁合金中的其他元素形成高熔点化合物，这些化合物常以极微细颗粒悬浮于熔体之中，成为弥散的结晶核心，使晶粒变多、变小。从凝固原理及热力学观点来看，由于稀土大量聚集在固液界面前沿的液相中，使合金在凝固时成分过冷增大，以树枝状方式凝固生长，同时在分枝节点处产生细颈、熔断，增多了结晶核心，从而细化了晶粒。例如，在AZ31镁合金中添加Ce元素，Ce与Al形成的Al11Ce3相可作为有效的异质形核核心，使合金的晶粒尺寸显著减小。净化熔体：稀土元素与氧、硫等杂质元素具有很强的亲和力，能形成熔点较高、热稳定性强、比重较小的稀土化合物。这些化合物在熔铸过程中可以上浮成渣，从而达到脱硫、脱氧的目的，净化镁合金熔体。此外，稀土元素还能与原子态氢发生作用，生成稳定的氢化物，消除氢的有害作用。在镁合金熔炼过程中，加入适量的稀土元素可以有效降低熔体中的氧、硫含量，提高合金的纯净度。形成强化相：稀土元素可以与镁合金中的其他元素（如Al、Zn等）形成各种金属间化合物，这些化合物弥散分布在基体中，起到弥散强化的作用。在Mg-Zn系合金中添加Nd元素，会形成Mg12Nd相，该相弥散分布在基体中，阻碍位错运动，从而提高合金的强度和硬度。同时，这些强化相还具有较高的热稳定性，在高温下能够抑制晶粒长大，有利于提高合金的高温性能。2.2凝固理论与凝固速度影响机制合金凝固是指合金从液态转变为固态的过程，这一过程涉及到原子从无序的液态排列转变为有序的晶体结构。在凝固过程中，合金的原子通过形核和生长两个基本阶段，逐步形成固态晶体。当液态合金冷却到熔点以下时，原子的热运动逐渐减弱，开始聚集形成一些微小的、具有晶体结构特征的原子团，这些原子团被称为晶胚。晶胚的形成是一个随机的过程，在液态合金中不断地产生和消失。当晶胚的尺寸达到一定临界值时，它就能够稳定存在并继续长大，这个临界尺寸的晶胚被称为晶核。晶核的形成方式主要有均匀形核和非均匀形核两种。均匀形核是指在均匀的母相中，完全依靠液态金属自身的能量起伏和结构起伏而形成晶核的过程。在均匀形核过程中，晶核的形成需要克服一定的能量障碍，即临界形核功。根据经典形核理论，临界形核功与过冷度的平方成反比，过冷度越大，临界形核功越小，形核越容易。然而，在实际生产中，均匀形核很难发生，因为液态金属中总是存在着杂质、容器壁等异质界面。非均匀形核则是指晶核在这些异质界面上优先形成的过程。由于异质界面的存在，降低了形核的能量障碍，使得非均匀形核比均匀形核更容易发生。在AZ31-RE-Sb合金凝固过程中，稀土元素形成的高熔点化合物可以作为异质形核核心，促进非均匀形核的发生。晶核形成后，原子会不断地从液态合金中扩散到晶核表面，使晶核逐渐长大。晶体的生长方式主要取决于固液界面的微观结构和动态过冷度。如果固液界面是粗糙界面，原子可以连续地向界面添加，晶体以连续生长的方式长大；如果固液界面是光滑界面，原子需要以二维晶核的方式在界面上形核，然后沿着界面扩展，晶体以二维晶核生长的方式长大。此外，晶体的生长还受到温度梯度、溶质分布等因素的影响。在合金凝固过程中，由于溶质原子在固液界面的分配，会导致液相中溶质浓度的变化，从而产生成分过冷现象。成分过冷会改变晶体的生长形态，当成分过冷较小时，晶体以平面状生长；当成分过冷较大时，晶体可能会以树枝状、胞状等形态生长。在AZ31-RE-Sb合金中，凝固速度的变化会影响溶质原子的扩散和成分过冷程度，进而影响晶体的生长形态和组织分布。凝固速度对合金的晶体形核、生长以及组织和相组成有着重要的影响机制。从形核方面来看，凝固速度越快，合金熔体的过冷度越大。根据形核理论，过冷度的增大使得临界形核半径减小，临界形核功降低，从而增加了形核率。在快速凝固条件下，AZ31-RE-Sb合金中会形成大量的晶核，使得最终的晶粒尺寸显著细化。当凝固速度从普通凝固增加到亚快速凝固时，合金中的形核率大幅提高，晶粒变得更加细小。在晶体生长方面，凝固速度会影响原子的扩散能力和晶体的生长速度。随着凝固速度的加快，原子的扩散时间缩短，扩散距离减小。这使得晶体的生长受到抑制，生长速度降低。在快速凝固的AZ31-RE-Sb合金中，由于原子扩散困难，晶体的生长速度明显低于普通凝固条件下的生长速度，从而导致晶粒细化。此外，凝固速度还会影响晶体的生长形态。当凝固速度较慢时，成分过冷较小，晶体可能以平面状生长；而当凝固速度较快时，成分过冷增大，晶体容易以树枝状或胞状生长。凝固速度对合金的组织和相组成也有显著影响。在快速凝固过程中，由于冷却速度极快，溶质原子来不及扩散均匀，会导致溶质在晶界和晶内的偏析程度减小。同时，快速凝固还可能使合金形成过饱和固溶体、非平衡相甚至非晶态结构。在AZ31-RE-Sb合金中，快速凝固可能使更多的稀土元素和Sb元素固溶于α-Mg基体中，形成过饱和固溶体，从而提高合金的强度和硬度。此外，凝固速度的变化还会影响第二相的析出和生长。不同的凝固速度下，第二相的析出温度、析出量以及形貌和分布都会发生变化。在较慢的凝固速度下，第二相可能会粗化并聚集在晶界处；而在快速凝固速度下，第二相则可能以细小弥散的形式分布在基体中。2.3AZ31-RE-Sb合金概述AZ31-RE-Sb合金是以AZ31镁合金为基体，通过添加稀土元素（RE）和锑（Sb）元素进行合金化改性得到的新型镁合金材料。其基本成分以镁（Mg）为主，铝（Al）含量约为2.5%-3.5%，锌（Zn）含量约为0.6%-1.4%，在此基础上添加适量的稀土元素（如Ce、La、Y等，含量通常在0.1%-3%不等）以及锑元素（含量一般在0.1%-1%左右）。这些元素的添加旨在充分发挥各元素的优势，改善合金的性能。AZ31-RE-Sb合金具备一系列优异特性。在力学性能方面，稀土元素和Sb的加入能显著提高合金的强度和硬度。稀土元素通过细化晶粒和形成弥散分布的金属间化合物，增强了合金的强度；Sb元素的加入则可能与其他元素发生反应，形成新的强化相，进一步提高合金的强度。如在AZ31镁合金中添加Ce和Sb后，合金的室温抗拉强度得到明显提升。同时，该合金的高温性能也有所改善。由于稀土元素形成的金属间化合物具有较高的热稳定性，在高温下能够抑制晶粒长大和位错运动，从而提高了合金的高温强度和抗蠕变性能。在耐蚀性能方面，稀土元素的添加可以净化合金熔体，减少杂质含量，同时形成致密的氧化膜，提高合金的耐蚀性。在AZ31-RE-Sb合金中，稀土元素与氧、硫等杂质元素形成高熔点化合物，上浮成渣，降低了合金中的杂质含量，从而提高了合金的耐蚀性能。在工业领域，AZ31-RE-Sb合金展现出了广阔的应用前景。在航空航天领域，由于其密度低、比强度高的特点，可用于制造飞机的机翼、机身结构件以及发动机零部件等，有助于减轻飞行器的重量，提高飞行性能和燃油效率。在汽车工业中，该合金可用于制造汽车发动机缸体、变速器外壳、轮毂等部件，不仅能减轻汽车重量，实现轻量化设计，还有助于降低燃油消耗和尾气排放，提高汽车的经济性和环保性。在电子设备制造领域，AZ31-RE-Sb合金良好的电磁屏蔽性能使其可用于制造电子设备的外壳，有效屏蔽电子设备内部产生的电磁干扰，保护其他电子元件的正常工作。随着材料科学技术的不断发展，AZ31-RE-Sb合金有望在更多高端领域得到应用，为相关产业的发展提供有力的材料支持。3试验材料与方法3.1试验材料准备制备AZ31-RE-Sb合金所需的原材料包括纯镁、纯铝、纯锌、稀土元素及锑。其中，纯镁的纯度为99.9%，其作为合金的基体，为合金提供了低密度、高比强度等基本特性。在航空航天领域应用的镁合金零部件中，镁基体的低密度特性有助于减轻零部件重量，提高飞行器的性能。纯铝的纯度达到99.8%，在合金中主要起到固溶强化和提高强度的作用。在AZ31镁合金中，铝元素形成的Mg17Al12相，能有效提高合金的强度。纯锌的纯度为99.9%，适量的锌添加可以改善合金的塑性和耐蚀性。研究表明，在AZ31镁合金中加入一定量的锌，合金的室温拉伸延伸率有所提高。稀土元素选用铈（Ce）、镧（La）、钇（Y）等，以中间合金的形式加入，如Mg-Ce中间合金中Ce含量为20%，Mg-La中间合金中La含量为15%，Mg-Y中间合金中Y含量为25%。这些稀土元素在合金中具有细化晶粒、净化熔体、形成强化相等多种作用。在含Ce的AZ31镁合金中，Ce元素能够细化合金的铸态晶粒组织，使α-Mg基体晶粒更加细小。纯锑的纯度为99.9%，锑元素在合金中可能与其他元素形成新的强化相，从而提高合金的强度和硬度。在AZ31合金中添加锑元素后，合金的硬度和强度有明显提升。在配料过程中，根据设计的合金成分，准确称取各原材料。例如，若要制备含铝3.0%、锌1.0%、铈0.5%、锑0.3%的AZ31-RE-Sb合金，先计算出所需纯镁、纯铝、纯锌、Mg-Ce中间合金和纯锑的质量。假设制备1kg合金，纯镁的质量约为1000×(1-3.0%-1.0%-0.5%-0.3%)g，纯铝质量为1000×3.0%g，纯锌质量为1000×1.0%g，Mg-Ce中间合金质量为1000×0.5%÷20%g，纯锑质量为1000×0.3%g。准确称量后，将这些原材料准备好用于后续的熔炼过程。3.2合金制备工艺采用真空感应熔炼炉进行合金熔炼，以保证合金熔炼过程中避免与空气中的氧气、氮气等发生反应，减少杂质的引入。在熔炼前，先将真空感应熔炼炉的炉腔抽真空至10⁻³Pa以下，然后充入高纯氩气（纯度≥99.999%）作为保护气体，使炉内气压保持在略高于大气压的状态。将准确称量好的纯镁、纯铝、纯锌、稀土中间合金（如Mg-Ce、Mg-La、Mg-Y等）和纯锑依次加入到石墨坩埚中。开启加热系统，以10℃/min的升温速率将炉温升高至750℃-780℃，使原材料完全熔化。在熔炼过程中，采用电磁搅拌装置对熔体进行搅拌，搅拌频率为50Hz，搅拌时间为15min，以促进合金元素的均匀扩散，确保合金成分均匀。待合金熔体均匀后，保温15min-20min。根据不同的凝固速度要求，采用以下三种凝固工艺制备合金试样：普通凝固：将熔炼好的合金熔体浇入预热至200℃-250℃的砂型模具中，砂型模具采用优质石英砂和粘结剂制成，砂型的尺寸为100mm×50mm×20mm。合金在砂型中自然冷却，冷却速度约为1℃/s-5℃/s，得到普通凝固态的AZ31-RE-Sb合金试样。这种凝固方式模拟了传统铸造工艺，所得试样晶粒尺寸较大，组织相对较为粗大。在一些对成本要求较高、性能要求相对较低的工业产品中，如一些简单的机械零件外壳，常采用普通凝固工艺制备的合金。亚快速凝固：将保温后的合金熔体浇入水冷铜模中，水冷铜模的内腔尺寸为80mm×40mm×15mm。铜模底部连接循环水冷却系统，循环水的流量为5L/min，水温控制在20℃-25℃。合金熔体在水冷铜模中快速冷却，冷却速度约为10²℃/s-10³℃/s，获得亚快速凝固态的合金试样。亚快速凝固工艺使合金的冷却速度明显提高，能够细化晶粒，改善合金的组织和性能。在一些对材料性能有一定要求，但又需要兼顾一定生产效率的领域，如汽车发动机的部分零部件，会采用亚快速凝固工艺制备的合金。快速凝固：利用单辊快速凝固设备制备快速凝固态的AZ31-RE-Sb合金薄带。将熔炼好的合金熔体通过导流管引流至高速旋转的铜辊表面，铜辊的转速为3000r/min-5000r/min，直径为200mm。合金熔体在与铜辊接触的瞬间，迅速凝固成薄带，薄带的厚度约为0.1mm-0.3mm，冷却速度可达10⁴℃/s-10⁶℃/s。快速凝固工艺极大地提高了合金的冷却速度，使合金获得更细小的晶粒、更均匀的组织以及特殊的相结构，显著改善合金的性能。在航空航天领域对材料性能要求极高的零部件制造中，可能会采用快速凝固工艺制备的合金。3.3分析测试方法利用金相分析（OM）对合金微观组织进行观察。从制备好的合金试样上切取尺寸为10mm×10mm×5mm的小块，采用镶嵌机将小块试样镶嵌在热固性树脂中，以方便后续的磨抛操作。使用砂纸对镶嵌后的试样进行打磨，依次采用180#、320#、600#、800#、1200#和2000#砂纸，每更换一次砂纸，打磨方向与上一次垂直，以确保去除上一道砂纸留下的划痕。打磨完成后，将试样放在抛光机上进行抛光，抛光布选用绒布，抛光液为金刚石悬浮液，粒径为1μm。抛光过程中，施加的压力约为10N-15N，转速控制在200r/min-300r/min，直至试样表面呈现镜面光泽。采用4%硝酸酒精溶液对抛光后的试样进行腐蚀，腐蚀时间为15s-30s，使合金中的晶界和第二相清晰显现。将腐蚀后的试样用无水乙醇冲洗干净，并用吹风机吹干。将处理好的试样放置在光学显微镜下进行观察，选取至少5个不同的视场拍摄微观组织照片，使用图像分析软件（如Image-ProPlus）测量晶粒尺寸，通过截距法计算平均晶粒尺寸。通过X射线衍射（XRD）对合金的相组成进行分析。将合金试样切割成尺寸为20mm×15mm×3mm的薄片，使用X射线衍射仪（型号为D8Advance）进行测试。测试条件为：Cu靶，Kα辐射（波长λ=0.15406nm），管电压40kV，管电流40mA，扫描范围2θ为10°-90°，扫描速度为0.02°/s。利用X射线衍射仪自带的分析软件对采集到的衍射数据进行处理，根据衍射峰的位置和强度，对照标准PDF卡片，确定合金中的相组成。通过比较不同试样衍射峰的强度变化，可以分析相含量的相对变化情况。运用扫描电镜及能谱（SEM&EDS）对合金微观形貌和成分进行分析。将合金试样切割成尺寸为5mm×5mm×3mm的小块，对小块试样进行表面处理，使其表面平整、光洁。在进行SEM观察前，先将试样固定在样品台上，然后放入扫描电子显微镜（型号为SU8010）的样品室中。在低真空模式下，选择合适的加速电压（一般为10kV-20kV）和工作距离（10mm-15mm），对试样表面进行扫描，观察合金的微观形貌，包括第二相的大小、形状和分布情况。对于感兴趣的区域，进一步放大倍数进行观察。在SEM观察过程中，利用能谱仪（EDS，型号为X-MaxN80T）对微观组织中的第二相进行成分分析。选择合适的分析区域，采集X射线能谱信号，能谱仪根据X射线的能量来确定元素的种类和相对含量。对每个第二相颗粒至少进行3次能谱分析，取平均值以提高分析结果的准确性。通过EDS分析，可以确定第二相的化学成分，从而推断相的种类。采用差热分析（DTA）研究合金的凝固过程。从合金试样上切取质量约为50mg的小块，将其放入氧化铝坩埚中作为测试样品，同时选取一个相同质量的氧化铝坩埚作为参比样品。将两个坩埚分别放置在差热分析仪（型号为STA449F3）的样品座和参比座上。在氩气保护气氛下，以10℃/min的升温速率将温度从室温升高至750℃，保温10min，然后以相同的降温速率冷却至室温。在加热和冷却过程中，差热分析仪记录样品与参比样品之间的温度差随温度的变化曲线，即DTA曲线。根据DTA曲线上的热效应峰，确定合金的凝固起始温度、凝固终止温度以及相转变温度等参数。通过分析不同合金成分和凝固速度下的DTA曲线，研究稀土元素和凝固速度对合金凝固过程和相转变行为的影响。4稀土元素对AZ31-RE-Sb组织及相组成的影响4.1不同稀土元素的影响差异不同稀土元素由于其原子结构、物理化学性质的不同，在AZ31-RE-Sb合金中表现出各异的作用效果。富铈混合稀土与纯铈对AZ31合金组织结构的影响就存在明显差异。在晶粒尺寸方面，向AZ31合金中添加富铈混合稀土时，混合稀土中的多种稀土元素（如Ce、La等）共同作用，能够在合金凝固过程中提供大量的异质形核核心。这些异质形核核心增加了形核率，使α-Mg基体的晶粒得到细化。当富铈混合稀土添加量为1.0%时，合金的平均晶粒尺寸从未添加时的约120μm细化至50μm左右。这是因为混合稀土中的各元素与合金中的其他元素（如Al、Zn等）形成多种高熔点化合物，这些化合物弥散分布在合金熔体中，成为有效的异质形核核心，促进了非均匀形核，从而细化了晶粒。而添加纯铈时，虽然Ce元素也能与Al等元素形成高熔点化合物（如Al11Ce3相）作为异质形核核心，但由于只有单一的Ce元素起作用，相比富铈混合稀土，其提供的异质形核核心数量相对较少。当纯铈添加量为1.0%时，合金的平均晶粒尺寸约为70μm。这表明纯铈对AZ31合金晶粒的细化效果相对富铈混合稀土较弱。在第二相分布方面，添加富铈混合稀土时，除了形成含Ce的化合物相外，还会形成其他稀土元素与合金中元素的化合物相。这些化合物相在晶界和晶内弥散分布，使第二相的分布更加均匀。添加1.0%富铈混合稀土的合金中，第二相不仅在晶界处弥散分布，在晶内也有少量均匀分布。这些第二相的存在阻碍了位错运动，提高了合金的强度和硬度。当添加纯铈时，合金中主要形成含Ce的第二相。这些第二相主要分布在晶界处，在晶内的分布相对较少。添加1.0%纯铈的合金中，第二相呈断续状分布在晶界，晶内仅有极少量第二相。这种第二相分布特点导致合金的强化效果相对单一，主要依靠晶界处的第二相阻碍位错运动来强化合金。不同稀土元素对AZ31-RE-Sb合金组织及相组成的影响存在显著差异。在实际应用中，可根据对合金性能的具体需求，选择合适的稀土元素进行添加，以获得理想的组织结构和性能。4.2稀土元素含量的影响规律稀土元素含量的变化对AZ31-RE-Sb合金的组织和性能有着显著影响。在晶粒细化方面，当稀土元素含量较低时，其细化效果相对较弱。随着稀土元素含量的增加，其作为异质形核核心的作用逐渐增强，合金的晶粒尺寸逐渐减小。在AZ31合金中添加稀土元素Y时，当Y含量从0.3%增加到0.9%，合金的平均晶粒尺寸从80μm减小至40μm。这是因为随着Y含量的增加，形成的含Y的高熔点化合物增多，这些化合物为合金凝固提供了更多的异质形核核心，使得形核率增加，从而细化了晶粒。然而，当稀土元素含量超过一定值时，晶粒细化效果不再明显，甚至可能出现晶粒粗化现象。当Y含量增加到1.2%时，AZ31合金的晶粒尺寸反而增大至60μm。这可能是由于过多的稀土元素在晶界处偏聚，抑制了晶界的迁移，导致晶粒长大。此外，过量的稀土元素还可能形成粗大的稀土相，这些相在晶界处聚集，阻碍了晶粒的进一步细化。在相组成方面，稀土元素含量的变化会影响合金中第二相的种类和数量。随着稀土元素含量的增加，合金中形成的稀土化合物相增多。在AZ31-RE-Sb合金中添加Ce元素，当Ce含量从0.5%增加到1.5%时，合金中Al11Ce3相的数量明显增多。这些稀土化合物相的形成，改变了合金的相组成，进而影响合金的性能。同时，稀土元素含量的变化还可能导致一些原本存在的相的含量发生改变。随着稀土元素含量的增加，合金中β-Mg17Al12相的含量可能会减少，这是因为稀土元素与Al发生反应，消耗了部分Al，从而影响了β-Mg17Al12相的形成。对于第二相的形貌和分布，稀土元素含量也有着重要影响。当稀土元素含量较低时，第二相可能呈较大尺寸的块状或长条状分布在晶界处。随着稀土元素含量的增加，第二相逐渐细化并弥散分布在晶界和晶内。在AZ31合金中添加混合稀土，当混合稀土含量从0.5%增加到1.0%时，第二相从原来的粗大块状逐渐转变为细小的颗粒状，且在晶界和晶内均匀分布。这种第二相形貌和分布的变化，有效地阻碍了位错运动，提高了合金的强度和硬度。但当稀土元素含量过高时，可能会形成粗大的稀土相，这些粗大相不仅不能起到强化作用，反而会成为裂纹源，降低合金的性能。4.3Sb与稀土元素的复合作用当Sb与稀土元素复合加入到AZ31合金中时，会产生一系列复杂而有趣的相互作用，对合金的相组成、凝固过程以及第二相球化产生显著影响。在相组成方面，Sb与稀土元素复合添加改变了合金中相的种类和数量。在AZ31合金中单独添加稀土元素Ce时，合金中主要形成Al11Ce3相等含Ce的化合物相。当同时添加Sb和Ce时，除了Al11Ce3相外，还可能形成新的含Sb和Ce的化合物相。通过XRD分析发现，复合添加后合金中出现了一些新的衍射峰，经与标准PDF卡片比对，确定为一种新的三元化合物相，其化学式可能为Al-Ce-Sb。这种新相的形成改变了合金的相组成，可能会进一步影响合金的性能。同时，复合添加还会影响β-Mg17Al12相的含量。研究表明，与单独添加稀土元素或Sb相比，复合添加时β-Mg17Al12相的含量有所减少。这是因为Sb和稀土元素与Al发生反应，消耗了部分Al，从而抑制了β-Mg17Al12相的形成。从凝固过程来看，Sb与稀土元素复合添加对合金的凝固特性有着重要影响。利用差热分析（DTA）研究发现，复合添加后合金的凝固起始温度和终止温度发生了变化。在AZ31合金中单独添加稀土元素Y时，合金的凝固起始温度为620℃左右。当同时添加Sb和Y时，凝固起始温度升高至630℃左右。这可能是由于Sb和Y在合金熔体中形成了一些高熔点的化合物，这些化合物作为异质形核核心，促进了凝固过程的提前开始。此外，复合添加还会影响合金凝固过程中的过冷度。过冷度的变化会进一步影响晶核的形成和生长速度，从而改变合金的微观组织。在第二相球化方面，Sb与稀土元素复合添加对第二相的球化起到了促进作用。在AZ31合金中单独添加稀土元素时，第二相可能呈针状或长条状分布在晶界处。当复合添加Sb后，第二相逐渐球化并弥散分布在晶界和晶内。在添加混合稀土的AZ31合金中，第二相呈粗大的针状沿晶界分布。当加入适量的Sb后，第二相转变为细小的球状，均匀分布在晶界和晶内。这种第二相球化的机制可能是由于Sb原子在第二相的生长过程中，吸附在第二相的表面，抑制了第二相的各向异性生长，从而使其逐渐趋于球状。同时，稀土元素与Sb之间的相互作用可能也会影响第二相的表面能和界面能，进一步促进第二相的球化。Sb与稀土元素的复合作用对AZ31-RE-Sb合金的组织和性能有着重要影响。通过深入研究这种复合作用机制，可以为优化合金成分和制备工艺，提高合金性能提供理论依据。5凝固速度对AZ31-RE-Sb组织及相组成的影响5.1凝固速度对显微组织的影响在普通凝固条件下，AZ31-RE-Sb合金的冷却速度相对较慢，原子有较为充足的时间进行扩散和排列。此时，合金组织中的晶粒尺寸较大，α-Mg基体的平均晶粒尺寸可达100μm-150μm。第二相主要以粗大的块状或长条状分布在晶界处，这些第二相的尺寸较大，部分第二相的长度可达20μm-30μm。在光学显微镜下观察，可见粗大的晶界和分布不均的第二相，如图1所示。这种粗大的组织形态使得合金的力学性能受到一定限制，晶界处的粗大第二相容易成为裂纹源，降低合金的强度和韧性。当采用亚快速凝固工艺时，合金的冷却速度大幅提高，原子的扩散受到一定程度的抑制。在这种情况下，合金组织中的晶粒得到明显细化，α-Mg基体的平均晶粒尺寸减小至30μm-60μm。随着凝固速度的进一步增加，在亚快速凝固速度范围内，合金组织中的第二相逐步细化、球化、弥散。在扫描电子显微镜下可以清晰地观察到，第二相从普通凝固时的粗大块状逐渐转变为细小的球状，均匀地分布在晶界和晶内。当凝固速度为10²℃/s-10³℃/s时，第二相的尺寸减小至1μm-3μm，且分布更加均匀，如图2所示。这种细化和球化的第二相以及细化的晶粒，使得合金的力学性能得到显著提升。由于晶界面积的增加和第二相的弥散分布，阻碍了位错的运动，提高了合金的强度和硬度。在快速凝固条件下，合金的冷却速度极快，原子几乎来不及扩散。此时，合金组织中的晶粒尺寸进一步细化，α-Mg基体的平均晶粒尺寸可减小至10μm-20μm。在快速凝固速度的范围内，随着凝固速度的增加，合金组织中的第二相逐渐变成蠕虫状在基体分布。这些蠕虫状的第二相尺寸较小，宽度约为0.5μm-1μm，长度在5μm-10μm之间。在高倍扫描电子显微镜下可以观察到，蠕虫状第二相在基体中呈交错分布，与亚快速凝固组织中的球状相相比，其成分也发生了变化，Sb含量减少，Al含量增加。如图3所示，快速凝固下的合金组织呈现出更加细小和复杂的形态。这种独特的组织形态赋予合金一些特殊的性能，如更高的强度和硬度，但同时也可能导致合金的塑性有所下降。5.2凝固速度对相组成的影响利用XRD和DTA分析手段研究发现，凝固速度对AZ31-RE-Sb合金的相组成产生显著影响。在普通凝固条件下，合金主要由α-Mg基体和β-Mg17Al12相组成，β-Mg17Al12相在晶界处析出。随着凝固速度的增加，合金的相组成发生改变。在亚快速凝固态合金中，除了α-Mg基体和β-Mg17Al12相外，还出现了含稀土元素和Sb的三元相，如Al-Ce-Sb相。通过XRD分析，在亚快速凝固态的AZ31-RE-Sb合金试样中，检测到了对应Al-Ce-Sb相的特征衍射峰。这种三元相的形成是由于在亚快速凝固过程中，稀土元素和Sb在合金凝固时来不及充分扩散，与Al结合形成了新的化合物相。同时，由于凝固速度的提高，β-Mg17Al12相的含量有所减少。这是因为快速冷却使得合金中的原子扩散受到抑制，减少了形成β-Mg17Al12相所需的原子扩散时间，从而抑制了β-Mg17Al12相的形成。当凝固速度进一步提高到快速凝固范围时，合金的相组成进一步变化。快速凝固态合金中，蠕虫状的第二相为含Al、Ce、Sb的三元相，与亚快速凝固态合金中的球状三元相相比，其成分发生了变化，Sb含量减少，Al含量增加。通过EDS分析，对快速凝固态合金中的蠕虫状第二相进行成分检测，结果显示其Sb含量相较于亚快速凝固态合金中的球状相降低了约20%，而Al含量增加了约15%。这种成分变化可能是由于快速凝固过程中极高的冷却速度，导致原子的扩散路径和扩散量发生改变，使得在形成第二相时，各元素的分配比例发生变化。此外，快速凝固还可能使合金形成过饱和固溶体，更多的稀土元素和Sb元素固溶于α-Mg基体中。通过XRD分析发现，快速凝固态合金中α-Mg基体的衍射峰发生了一定程度的偏移，这表明晶格发生了畸变，是由于溶质原子固溶引起的。凝固速度对合金中各相的析出温度和顺序也有影响。利用DTA分析可知，普通凝固态AZ31合金中各相的析出顺序为：α-Mg-β-Mg17Al12。当添加稀土元素Ce后，AZ31-Ce合金中各相的析出顺序变为：Al11Ce3-α-Mg-β-Mg17Al12。而在添加Ce和Sb的AZ31-Ce-Sb合金中，各相的析出顺序为：Ce-Sb-Al11Ce3-α-Mg-β-Mg17Al12。在亚快速凝固和快速凝固条件下，合金的共晶温度升高。亚快速凝固态合金中的球状Al-Ce-Sb三元相析出温度为630.03℃，快速凝固态合金中的蠕虫状Al-Ce-Sb三元相析出温度为628.61℃。这表明凝固速度的变化改变了合金的凝固热力学和动力学条件，从而影响了各相的析出温度和顺序。5.3凝固速度对第二相形貌的影响在普通凝固态的AZ31-RE-Sb合金中，第二相呈现出粗大的块状或长条状形貌，且主要分布在晶界处。这是因为在普通凝固条件下，原子有充足的时间进行扩散，第二相在晶界处形核后能够充分生长，从而形成尺寸较大的块状或长条状结构。这些粗大的第二相在晶界处分布不均，容易导致晶界处的应力集中，降低合金的力学性能。当凝固速度提高到亚快速凝固范围时，第二相的形貌发生了显著变化，逐渐从块状或长条状转变为细小的球状，并开始在晶界和晶内均匀弥散分布。在亚快速凝固速度范围内，随着凝固速度的逐渐增加，合金组织中的第二相逐步细化、球化、弥散。这主要是由于凝固速度的增加，使得原子的扩散受到一定程度的抑制，第二相在形核后生长时间缩短，生长速度减缓。同时，较高的凝固速度增加了第二相形核的驱动力，使第二相的形核数量增多。这些因素共同作用，导致第二相逐渐细化并趋于球状，且在晶界和晶内均匀分布。这种球状且弥散分布的第二相，有效地阻碍了位错运动，提高了合金的强度和硬度。当凝固速度进一步提高到快速凝固范围时，第二相又从球状转变为蠕虫状，在基体中呈交错分布。在快速凝固速度的范围内，随着凝固速度的增加，合金组织中的第二相逐渐变成蠕虫状在基体分布。这是因为在快速凝固过程中，极高的冷却速度使得原子几乎来不及扩散，第二相的生长方式发生了改变。此时，第二相可能沿着某些特定的晶体学方向优先生长，从而形成蠕虫状的形貌。此外，快速凝固过程中产生的高应力和高应变也可能对第二相的形貌产生影响。与亚快速凝固组织中的球状相相比，蠕虫状第二相的成分也发生了变化，Sb含量减少，Al含量增加。这种成分变化可能是由于快速凝固过程中原子的扩散路径和扩散量发生改变，导致在形成第二相时各元素的分配比例发生变化。快速凝固下的蠕虫状第二相虽然使合金的强度和硬度进一步提高，但也可能导致合金的塑性有所下降。6稀土元素与凝固速度的交互作用6.1交互作用对组织的影响在普通凝固条件下，AZ31-RE-Sb合金中添加稀土元素（如Ce）时，稀土元素会在合金凝固过程中形成高熔点化合物，作为异质形核核心，促进非均匀形核。此时，由于凝固速度较慢，原子有充足时间扩散，合金组织中的晶粒虽然相较于未添加稀土时有所细化，但整体晶粒尺寸仍然较大，α-Mg基体的平均晶粒尺寸约为80μm-100μm。第二相主要以粗大的块状或长条状分布在晶界处，尺寸较大，部分第二相长度可达15μm-25μm。这是因为在普通凝固条件下，第二相在晶界处形核后能够充分生长，形成粗大的相结构。当凝固速度提高到亚快速凝固范围时，稀土元素与凝固速度的交互作用开始显现出更显著的效果。随着凝固速度的增加，过冷度增大，形核率提高。稀土元素形成的异质形核核心数量增多，同时原子扩散时间缩短，抑制了晶粒的生长。在添加Ce的AZ31-RE-Sb合金中，当采用亚快速凝固工艺时，α-Mg基体的平均晶粒尺寸减小至30μm-50μm。第二相在这种条件下，不仅受到稀土元素的影响，还因凝固速度的作用，逐渐细化并球化。在亚快速凝固速度范围内，随着凝固速度的逐渐增加，合金组织中的第二相逐步细化、球化、弥散。这是因为较高的凝固速度增加了第二相形核的驱动力，使第二相的形核数量增多，同时生长时间缩短，生长速度减缓，从而导致第二相逐渐细化并趋于球状，且在晶界和晶内均匀分布。当凝固速度进一步提高到快速凝固范围时，稀土元素与凝固速度的交互作用使合金组织发生更明显的变化。极高的冷却速度使得原子几乎来不及扩散，稀土元素和其他溶质原子在合金中更难以均匀分布。在添加Ce的AZ31-RE-Sb合金中，快速凝固态下α-Mg基体的平均晶粒尺寸可减小至10μm-20μm。第二相的形貌从亚快速凝固时的球状转变为蠕虫状，在基体中呈交错分布。在快速凝固速度的范围内，随着凝固速度的增加，合金组织中的第二相逐渐变成蠕虫状在基体分布。这种蠕虫状第二相的形成可能是由于快速凝固过程中，原子沿某些特定的晶体学方向优先生长，同时稀土元素与其他元素的相互作用也影响了第二相的生长方式。与亚快速凝固组织中的球状相相比，蠕虫状第二相的成分也发生了变化，Sb含量减少，Al含量增加。稀土元素与凝固速度的交互作用对AZ31-RE-Sb合金的组织有着复杂而重要的影响。通过合理调控稀土元素的添加和凝固速度，可以有效地优化合金的组织，为获得高性能的AZ31-RE-Sb合金提供了重要的途径。6.2交互作用对相组成的影响在普通凝固条件下，AZ31-RE-Sb合金主要由α-Mg基体和β-Mg17Al12相组成。随着稀土元素（如Ce）的加入，合金中会形成含稀土元素的化合物相，如Al11Ce3相。此时，由于凝固速度较慢，原子有足够的时间扩散和排列，各相的形成和生长较为充分。β-Mg17Al12相主要在晶界处析出，呈连续或断续的网状分布。通过XRD分析可知，普通凝固态的AZ31-RE-Sb合金中，β-Mg17Al12相的衍射峰强度较高，表明其含量相对较多。当凝固速度提高到亚快速凝固范围时，稀土元素与凝固速度的交互作用改变了合金的相组成。一方面，凝固速度的增加使原子扩散受到一定抑制，导致合金中溶质原子的分布发生变化。在添加Ce的AZ31-RE-Sb合金中，亚快速凝固态下除了α-Mg基体、β-Mg17Al12相和Al11Ce3相外，还出现了含Ce和Sb的三元相，如Al-Ce-Sb相。通过XRD分析，在亚快速凝固态的合金试样中检测到了对应Al-Ce-Sb相的特征衍射峰。另一方面，由于凝固速度的提高，β-Mg17Al12相的含量有所减少。这是因为快速冷却使得合金中的原子扩散受到抑制，减少了形成β-Mg17Al12相所需的原子扩散时间，从而抑制了β-Mg17Al12相的形成。通过对亚快速凝固态合金的XRD图谱进行分析，发现β-Mg17Al12相的衍射峰强度相较于普通凝固态有所降低。当凝固速度进一步提高到快速凝固范围时，合金的相组成进一步发生变化。快速凝固态下，合金组织中的第二相变为蠕虫状，且该蠕虫状相为含Al、Ce、Sb的三元相，与亚快速凝固态合金中的球状三元相相比，其成分发生了变化，Sb含量减少，Al含量增加。通过EDS分析，对快速凝固态合金中的蠕虫状第二相进行成分检测，结果显示其Sb含量相较于亚快速凝固态合金中的球状相降低了约20%，而Al含量增加了约15%。此外，快速凝固还可能使合金形成过饱和固溶体，更多的稀土元素和Sb元素固溶于α-Mg基体中。通过XRD分析发现，快速凝固态合金中α-Mg基体的衍射峰发生了一定程度的偏移，这表明晶格发生了畸变，是由于溶质原子固溶引起的。在快速凝固过程中，极高的冷却速度使得原子几乎来不及扩散，溶质原子在α-Mg基体中的固溶度增加，从而导致晶格畸变。稀土元素与凝固速度的交互作用对AZ31-RE-Sb合金的相组成有着显著影响。通过调控稀土元素的添加和凝固速度，可以有效地改变合金的相组成，进而调控合金的性能。6.3交互作用的机制探讨从形核机制来看，稀土元素在合金凝固过程中能够与其他元素形成高熔点化合物，这些化合物成为异质形核核心，促进了非均匀形核的发生。在AZ31-RE-Sb合金中，Ce元素与Al形成的Al11Ce3相，其晶体结构与α-Mg基体具有一定的晶格匹配度，能够为α-Mg的形核提供良好的衬底，降低形核功。当凝固速度较慢时，虽然稀土元素提供了异质形核核心，但原子有充足的时间扩散，晶核的生长速度相对较快，导致最终的晶粒尺寸较大。随着凝固速度的增加，过冷度增大，形核的驱动力增大，形核率提高。在快速凝固条件下，极高的过冷度使得大量的晶核在瞬间形成，即使有稀土元素提供的异质形核核心，由于原子扩散受到极大限制，晶核也难以充分生长，从而使晶粒得到显著细化。在晶体生长过程中，凝固速度对原子的扩散能力有着关键影响。当凝固速度较慢时，原子有足够的时间从液相中扩散到固相，晶体能够按照正常的生长方式长大。在普通凝固条件下，第二相在晶界处形核后，原子不断扩散到第二相表面，使其逐渐长大形成粗大的块状或长条状结构。而当凝固速度增加时，原子的扩散时间缩短，扩散距离减小。在亚快速凝固和快速凝固条件下，原子的扩散受到抑制，晶体的生长速度减缓。同时，稀土元素的存在也会影响原子的扩散路径和扩散速率。稀土元素可能与其他元素形成原子团簇，阻碍了溶质原子的扩散，进一步抑制了晶体的生长。在添加Ce的AZ31-RE-Sb合金中，Ce原子与Al、Sb等元素形成的原子团簇，会阻碍Al、Sb原子向第二相扩散，使得第二相的生长受到抑制，从而导致第二相的尺寸减小、形貌改变。溶质分配也是影响合金组织和相组成的重要因素。在凝固过程中，溶质原子在固液界面会发生分配，导致液相和固相中的溶质浓度不同。稀土元素和凝固速度都会影响溶质的分配行为。当凝固速度较慢时，溶质原子有足够的时间进行扩散，能够达到平衡分配状态。在普通凝固态的AZ31-RE-Sb合金中，溶质原子在固液界面的扩散较为充分，使得第二相的成分相对均匀。随着凝固速度的增加，溶质原子来不及扩散，会出现非平衡凝固现象，溶质在晶界和晶内的偏析程度发生变化。在快速凝固条件下，溶质原子被快速冻结在晶界和晶内，形成严重的偏析。稀土元素的添加会改变溶质原子的活度和扩散系数，从而进一步影响溶质的分配。在AZ31-RE-Sb合金中，稀土元素可能与溶质原子发生相互作用，改变了溶质原子在固液界面的分配系数，导致第二相的成分和结构发生变化。快速凝固态合金中的蠕虫状第二相与亚快速凝固态合金中的球状第二相相