高Zn含量對(duì)擠壓Mg-Zn-Ca-Y鎂合金微觀組織和力學(xué)性能的影響

陳訓(xùn)華，劉楚明，蔣樹農(nóng)，萬迎春

(中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長(zhǎng)沙，410083)

鎂合金具有密度低、高比強(qiáng)度、良好的切削性能和易回收等優(yōu)點(diǎn)，在航空、航天和汽車等領(lǐng)域有廣泛的應(yīng)用前景，成為近年來工程材料的研究熱點(diǎn)之一[1-2]。鎂合金尤其是Mg-Zn 系鎂合金在應(yīng)用上具有相當(dāng)潛力，但相比于鈦、鋁合金等結(jié)構(gòu)材料，仍存在強(qiáng)度不足和塑性較差等問題。為解決以上問題需對(duì)合金進(jìn)行強(qiáng)化，合金強(qiáng)化的主要機(jī)制包括細(xì)晶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和織構(gòu)強(qiáng)化等[3]。由于單個(gè)強(qiáng)化機(jī)制的強(qiáng)化效果不明顯，而合金化并結(jié)合變形工藝可同時(shí)實(shí)現(xiàn)多種強(qiáng)化機(jī)制，是用于改善鎂合金力學(xué)性能常用且有效的方法[4]。

有關(guān)Mg-Zn 基合金強(qiáng)化的研究多圍繞低Zn 含量開展，例如，微量Ca 的添加可通過細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化提高M(jìn)g-2%Zn(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金強(qiáng)度[5]；在Mg-1%Zn和Mg-6%Zn(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金中分別添加Y 和Zr 有助于降低鎂合金的基面織構(gòu)強(qiáng)度或改變織構(gòu)類型，從而提高鎂合金的延展性[6-7]。WEN等[8]在Mg-4%Zn(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金中聯(lián)合添加Ca 和Gd 等稀土元素，通過固溶強(qiáng)化等機(jī)制，同時(shí)提升了合金的強(qiáng)度和延展性；ZHANG 等[9]通過調(diào)整Ca和稀土元素的含量，使得Mg-6%Zn(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金的極限抗拉強(qiáng)度達(dá)到297 MPa，伸長(zhǎng)率為20.8%。關(guān)于Zn 含量變化的研究同樣多圍繞低Zn含量開展，ZHAO 等[10]研究發(fā)現(xiàn)隨著Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.5%增加到2.0%，Mg-Zn-Ca 合金強(qiáng)度和塑性同時(shí)提升，前者與析出強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化有關(guān)，后者與織構(gòu)弱化有關(guān)。而Zn 含量升高易導(dǎo)致合金擠壓流線增多，從而阻礙晶粒長(zhǎng)大，當(dāng)Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過5%時(shí)，細(xì)晶強(qiáng)化較為明顯[11]。

如前所述，針對(duì)低Zn含量Mg-Zn-Ca合金的研究取得了一定的進(jìn)展，合金強(qiáng)化的機(jī)制主要以固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化為主，但晶粒粗大導(dǎo)致合金的細(xì)晶強(qiáng)化效果較差，限制了其綜合力學(xué)性能的進(jìn)一步提升[12]，而高Zn 含量鎂合金尤其是Mg-Zn-Ca-RE 系鎂合金有望通過調(diào)整第二相的形貌和分布，在固溶強(qiáng)化的基礎(chǔ)上，通過細(xì)化晶粒進(jìn)一步提升合金的力學(xué)性能[13]。針對(duì)高Zn 含量的Mg-Zn-Ca-Y 四元合金的研究較少，而擠壓成型使得金屬在變形時(shí)處于三向壓應(yīng)力狀態(tài)，可以增加成型性，充分提高鎂合金塑性[14]。因此，本文作者研究高Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金組織和力學(xué)性能的影響，并結(jié)合擠壓工藝，以期為民用鎂合金的成分設(shè)計(jì)提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

1.1 材料制備

采用半連續(xù)鑄造技術(shù)制備直徑為90 mm，名義成分分別為Mg-7% Zn-0.3% Ca-0.1%Y，Mg-10%Zn-0.3% Ca-0.1%Y 和Mg-13% Zn-0.3% Ca-0.1%Y(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的合金鑄錠，分別記作合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ。鑄錠經(jīng)均勻化處理后，在340 ℃下進(jìn)行擠壓變形，擠壓速率為0.6 mm/s，擠壓比為25.0。

1.2 顯微組織表征和力學(xué)性能測(cè)試

合金的XRD 物相分析和SEM 分別在D/Max 2500X 射線衍射儀和配有EDS 能譜儀的FEI Sirion200 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)行。采用電子背散射衍射技術(shù)(EBSD)對(duì)擠壓合金的顯微特征和織構(gòu)特征進(jìn)行觀察和分析，其觀察面平行于擠壓棒材的縱截面，步長(zhǎng)為0.8 μm，每種狀態(tài)至少掃描2 000 個(gè)晶粒，利用Channel5 對(duì)數(shù)據(jù)進(jìn)行分析，采用線性截距法計(jì)算平均晶粒粒度。使用Instron-3369 型萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)不同狀態(tài)合金進(jìn)行室溫拉伸力學(xué)性能測(cè)試，拉伸速率為1 mm/min，為了確保實(shí)驗(yàn)的可靠性，拉伸強(qiáng)度采用3次重復(fù)拉伸試驗(yàn)求取平均值。

2 結(jié)果與分析

2.1 Zn含量對(duì)合金微觀組織的影響

圖1所示為均勻化態(tài)合金的XRD結(jié)果?？梢姡汉辖稷裎礄z測(cè)出Mg-Y-Zn三元相，僅檢測(cè)出α-Mg和Mg7Zn3相，而合金Ⅱ和合金Ⅲ相的種類一致，均由α-Mg、Mg3YZn6相(I 相)和Mg7Zn3相組成。LUO等[15]研究表明，Y與Zn的原子比小于0.16時(shí)，Mg-Y-Zn 相的主要成分為Mg3YZn6相(I 相)，Y 與Zn 的原子比高于0.16 時(shí)，出 現(xiàn)Mg3Y2Zn3相(W 相)和Mg12YZn(LPSO)相，與本研究XRD 的結(jié)果基本一致。

圖1 均勻化態(tài)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的XRD圖譜Fig.1 XRD patterns of homogenized Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

不同成分均勻化態(tài)Mg-xZn-0.3Ca-0.1Y 合金的SEM 微觀組織和EDS 結(jié)果如圖2 所示。可見：均勻化態(tài)合金以長(zhǎng)條狀和塊狀第二相為主，伴有部分圓棒狀第二相，同時(shí)合金Ⅱ和合金Ⅲ中存在少量棱片塊狀第二相。用Image Pro Plus測(cè)得合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的第二相體積分?jǐn)?shù)分別為0.79%，4.38%和6.54%，隨著Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，第二相的體積分?jǐn)?shù)明顯增高。EDS 結(jié)果顯示，各樣品中塊狀第二相為Mg7Zn3相，如b點(diǎn)和c點(diǎn)所示，樣品Ⅱ和樣品Ⅲ中圓棒狀第二相同樣為Mg7Zn3相，但不同的是，由于與α-Mg有不同程度的混合，呈現(xiàn)出亮度差異，如圖2中點(diǎn)e，f和點(diǎn)j，k所示，Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高的Mg7Zn3相更明亮。而g點(diǎn)和i點(diǎn)所示棱片塊狀相為α-Mg和Mg3YZn6相(I相)的混合物?？梢?，EDS結(jié)果和XRD結(jié)果是基本一致的。

圖2 均勻化態(tài)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的SEM照片和EDS結(jié)果Fig.2 SEM micrographs and EDS results of homogenized Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

圖3 所示為擠壓Mg-xZn-0.3Ca-0.1Y 合金的XRD 結(jié)果?？梢?，合金Ⅰ中僅檢測(cè)出α-Mg 和Ca2Mg5Zn13相，而合金Ⅱ和合金Ⅲ相的種類一致，均由α-Mg，Mg3YZn6相(I 相)，MgZn 相，Mg7Zn3相和Ca2Mg5Zn13相組成。對(duì)比均勻化態(tài)樣品可知：MgZn 相和Ca2Mg5Zn13相是擠壓過程中新增的第二相，這是熱擠壓過程溫度較高導(dǎo)致Zn原子和Ca原子進(jìn)一步聚集的結(jié)果，而由于樣品Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高，與一般Mg-Zn-Ca 系合金形成Ca2Mg5Zn13相不同，形成了富含Zn 元素的Ca2Mg5Zn13相，這與ZHANG等[16]的研究結(jié)果一致。

圖3 擠壓Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

圖4(a)～(c)所示為擠壓合金的SEM圖和面分布圖，表1 所示為圖4 中各標(biāo)記點(diǎn)的EDS 結(jié)果。用Image Pro Plus 測(cè)得合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的第二相面積百分比分別為8.76%，12.12%和18.84%，表明隨著Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，合金第二相的含量隨之升高，這和均勻化態(tài)樣品的變化趨勢(shì)是一致的。結(jié)合EDS結(jié)果和面分布圖可知，少量的Ca和Y固溶于Mg基體中，Mg7Zn3相為主要的第二相，一部分沿?cái)D壓方向排列成流線，另一部分為塊狀或球狀，在合金Ⅱ和合金Ⅲ中發(fā)現(xiàn)部分呈球狀的I 相和α-Mg 的混合(D點(diǎn)和E點(diǎn))，這和XRD 的結(jié)果是一致的。同時(shí)，各樣品內(nèi)部還有許多納米級(jí)第二相顆粒析出，結(jié)合YANG等[17]的研究判斷，這些納米級(jí)析出相為I 相，而MgZn 相和Ca2Mg5Zn13相由于數(shù)量較少，未在SEM中被表征出來。

表1 擠壓Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的EDS結(jié)果Table 1 EDS results of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy 原子數(shù)分?jǐn)?shù)/%

圖4 擠壓態(tài)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的SEM照片及面分布圖Fig.4 SEM images and surface distribution diagram of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

圖5 所示為擠壓合金縱截面的IPF 圖?？梢姡翰煌煞謽悠返慕M織較為均勻，結(jié)合SEM 照片可知：圖5中未標(biāo)定的黑色區(qū)域主要為析出相。各樣品晶粒以等軸晶為主，伴有少部分變形晶粒，說明在擠壓過程中發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。采用Channel 5軟件統(tǒng)計(jì)不同樣品的再結(jié)晶程度，發(fā)現(xiàn)隨著Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，樣品的再結(jié)晶程度先減小后增大，合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的再結(jié)晶程度分別為89.3%，60.4%和71.1%，這與第二相的種類及分布有關(guān)[18]。而隨著Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，樣品的晶粒粒徑呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的粒徑分別為5.25，2.89和5.21 μm，合金Ⅱ的再結(jié)晶程度最低但晶粒粒徑最小，呈雙峰組織特點(diǎn)。各樣品晶粒均呈現(xiàn)較為隨機(jī)的取向，但出現(xiàn)部分區(qū)域晶粒取向相近的情況，如圖5中虛線框區(qū)域所示，推測(cè)這些細(xì)小晶粒的取向與再結(jié)晶前的大晶粒取向是相關(guān)的，即在變形后維持了與再結(jié)晶前的大晶粒相近的取向，在LIU等[19]的研究中也發(fā)現(xiàn)了類似的現(xiàn)象。

圖5 擠壓Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的IPF圖Fig.5 IPF maps of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

圖6所示為各樣品的極圖，圖7所示為各樣品相對(duì)于擠壓方向(ED)的反極圖(IPF)。從圖6 和圖7可知：各樣品呈現(xiàn)較為典型的絲織構(gòu)的特征，即擠壓時(shí)(0001)基面和＜10-1 0＞晶向平行于擠壓方向，且應(yīng)力和應(yīng)變?yōu)檩S對(duì)稱狀態(tài)，具有這種織構(gòu)特征的晶粒可圍繞擠壓方向發(fā)生360°轉(zhuǎn)動(dòng)。合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的極密度分別為5.65，9.77 和7.55，計(jì)算得到合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的再結(jié)晶程度分別為90.3%，60.4%和71.1%，研究表明[20]，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒易形成相對(duì)較為隨機(jī)的取向，有助于弱化織構(gòu)，雖然本研究中部分再結(jié)晶晶粒維持了與再結(jié)晶之前晶粒一致的取向，但總體而言，再結(jié)晶程度越高，晶粒取向越傾向于隨機(jī)，織構(gòu)弱化越明顯。

圖6 擠壓Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的極圖Fig.6 EBSD-derived pole figures of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

圖7 擠壓態(tài)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金相對(duì)于擠壓方向的反極圖Fig.7 Inverse pole figures referring to extrusion direction of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

圖8(a)所示為不同合金的室溫工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，其對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能見表2?？梢姡弘S著Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，合金的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。合金Ⅱ的強(qiáng)度和塑性最高，與其他研究中擠壓Mg-Zn基和Mg-Zn-Ca基合金相比表現(xiàn)出更優(yōu)越的綜合力學(xué)性能(見圖8(b))[6,21-35]。

表2 擠壓態(tài)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的拉伸性能Table 2 Tensile properties of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Yalloy

圖8 擠壓態(tài)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.8 Stress-strain curves of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

2.2 分析與討論

合金強(qiáng)化的主要機(jī)制包括織構(gòu)強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化等[36]。在3 個(gè)樣品中，合金Ⅱ的織構(gòu)強(qiáng)度最高，這是因?yàn)殒V合金在變形時(shí)基面滑移是其主要的滑移系，在沿著擠壓方向拉伸時(shí)，相對(duì)較強(qiáng)的織構(gòu)對(duì)合金Ⅱ具有一定的強(qiáng)化作用。圖9所示為各合金基于(0001)＜11-2 0＞滑移系的施密特因子分布圖。從圖9可以看到：計(jì)算得到合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的平均施密特因子分別為0.17，0.18 和0.17，可見：各合金的施密特因子分布和平均施密特因子均相差不大。可以認(rèn)為織構(gòu)對(duì)于合金Ⅱ存在一定強(qiáng)化效果，但不是引起合金Ⅱ力學(xué)性能優(yōu)異的最主要原因[37]。

圖9 擠壓態(tài)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金(0001)＜11＞施密特因子分布圖Fig.9 Distribution of(0001)＜11-2 0＞Schmid factor of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy

合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的晶粒粒徑分別為5.25，2.89 和5.21 μm，可見：合金Ⅰ和合金Ⅲ的平均晶粒粒徑比較接近，約為合金Ⅱ的1.8 倍。根據(jù)Hall-Petch 關(guān)系，鎂合金的屈服強(qiáng)度主要由平均晶粒粒徑?jīng)Q定，并遵循以下公式[38]：

式中：σs為合金的屈服強(qiáng)度；σ0和K0為常數(shù)；d為合金的平均晶粒粒徑。相較于鋁合金等其他合金，鎂合金的K0取值范圍為280～320 MPa·μm-1/2[39]，本文取K=300 MPa·μm-1/2，以合金Ⅰ的屈服強(qiáng)度σⅠ為參照，則細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)各合金屈服強(qiáng)度增量Δσs=σs-σI，可計(jì)算得到合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的Δσs理論值分別為0，45.5 和0.5 MPa。可以看出：細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)合金Ⅱ的貢獻(xiàn)為45.5 MPa，接近兩者的真實(shí)屈服強(qiáng)度差46.3 MPa，因此，細(xì)晶強(qiáng)化是導(dǎo)致合金Ⅱ強(qiáng)度相對(duì)較高的重要原因。結(jié)合圖5 可知：合金Ⅱ具有雙峰組織的特點(diǎn)，存在少量尺寸較大的未變形晶粒和大量細(xì)小的等軸晶，較大晶?？煞e累應(yīng)變，細(xì)小的晶粒在拉伸過程中可協(xié)調(diào)變形，因此，合金Ⅱ獲得了最高的斷裂伸長(zhǎng)率。

由于各合金第二相在種類上差異不大，因此擠壓變形過程中的第二相分布差異是導(dǎo)致合金Ⅱ平均晶粒粒徑最小的主要原因。擠壓態(tài)Mg-xZn-0.3% Ca-0.1% Y 合金的低倍SEM 照片如圖10 所示。可見：各合金第二相分布特點(diǎn)在低倍SEM 照片中更為鮮明，納米級(jí)第二相在合金Ⅰ和合金Ⅲ中較少，但在合金Ⅱ中數(shù)量較多且分布均勻，由于納米級(jí)第二相可以抑制再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大[40]，從而導(dǎo)致合金Ⅱ平均晶粒粒徑最小。

圖10 擠壓態(tài)Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y合金的低倍SEM照片F(xiàn)ig.10 SEM images of extruded Mg-xZn-0.3%Ca-0.1%Y alloy at low power

關(guān)于位錯(cuò)和第二相之間的交互作用，一般可用經(jīng)典的位錯(cuò)切過機(jī)制和位錯(cuò)繞過機(jī)制進(jìn)行分析，但本實(shí)驗(yàn)樣品第二相種類較多，與體積分?jǐn)?shù)相關(guān)的第二相強(qiáng)化模型更適用[41]：

式中：σm為基體的屈服強(qiáng)度；Vp為第二相體積分?jǐn)?shù)；Vm為基體體積分?jǐn)?shù)；S為長(zhǎng)寬比。由于Vp+Vm= 1，對(duì)于I 相來說S≈1，以合金Ⅰ為參照，則屈服強(qiáng)度的增量可表示為

由式(3)計(jì)算得到合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的Δσ′s分別為0，5.2 和10.3 MPa，可見第二相對(duì)合金有較小的強(qiáng)化作用，且強(qiáng)化程度隨Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加而增強(qiáng)，但不是引起各合金力學(xué)性能差異的主要原因。

Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0 增加到2%時(shí)，其對(duì)Mg-Zn-Ca 合金存在明顯的固溶強(qiáng)化作用，合金的塑性和強(qiáng)度同時(shí)得到了提高，但由于Zn 在Mg-Zn 合金中的固溶極限約為6.2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))[10]，較低質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Ca和Y對(duì)Zn固溶度增加的程度可忽略，而本實(shí)驗(yàn)中合金最低Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%，因此固溶強(qiáng)化不能造成各合金力學(xué)性能的差異。

綜上，Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化引起了各合金第二相分布的差異，合金Ⅱ擁有大量納米級(jí)第二相和相對(duì)適中的第二相體積分?jǐn)?shù)，前者可抑制晶粒長(zhǎng)大，使得合金細(xì)晶強(qiáng)化效果顯著，后者則提供了較小的第二相強(qiáng)化效果，在這兩者的共同作用下，合金Ⅱ獲得了最優(yōu)異的力學(xué)性能(屈服強(qiáng)度215.6 MPa，抗拉強(qiáng)度326.1 MPa，伸長(zhǎng)率27.3%)。

3 結(jié)論

1)均勻化態(tài)各合金內(nèi)均存在長(zhǎng)條狀和塊狀的Mg7Zn3相，合金Ⅱ和合金Ⅲ中檢測(cè)出棱片狀Mg3YZn6相(I相)，合金Ⅰ、合金Ⅱ和合金Ⅲ的第二相的體積分?jǐn)?shù)分別為0.79%，4.38%和6.54%，隨著Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，第二相的體積分?jǐn)?shù)明顯增加。

2) 擠壓合金中主要存在Mg7Zn3相和Mg3YZn6相(I相)，隨著Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，各合金第二相的體積分?jǐn)?shù)增加，平均晶粒粒度和再結(jié)晶程度均先減小再增大，織構(gòu)則表現(xiàn)為先升高再降低。合金Ⅱ具有最小的晶粒粒度(2.89 μm)、最低的再結(jié)晶程度(60.4%)和相對(duì)最強(qiáng)的織構(gòu)(9.77)，其晶粒分布具有雙峰組織特點(diǎn)，且與合金Ⅰ和合金Ⅲ在第二相分布上存在明顯差異，主要表現(xiàn)為帶狀第二相更為纖長(zhǎng)，晶內(nèi)具有較多納米級(jí)I 相析出且分布較為均勻。

3)合金Ⅱ的屈服強(qiáng)度為215.6 MPa，抗拉強(qiáng)度為326.1 MPa，伸長(zhǎng)率為27.3%，其綜合力學(xué)性能顯著優(yōu)于合金Ⅰ和合金Ⅲ綜合力學(xué)性能，且優(yōu)于已有研究中其他擠壓Mg-Zn基和Mg-Zn-Ca基合金綜合力學(xué)性能。細(xì)晶強(qiáng)化是造成該結(jié)果的主要原因，而織構(gòu)強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化等強(qiáng)化機(jī)制的影響較小。隨著Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化，在合金Ⅱ中形成了纖長(zhǎng)的擠壓流線，并出現(xiàn)大量均勻分布的納米級(jí)第二相，這些納米級(jí)第二相能有效地抑制晶粒長(zhǎng)大，這是合金Ⅱ細(xì)晶強(qiáng)化顯著的主要原因。