镁合金的成分、组织和性能.ppt

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1、第 2 章镁合金的成分、组织和性能,2. 1 概述,工业用镁的纯度可达到99.9，但是纯镁不能用作结构材料。 在纯镁中加入铝、锌、锂、锰、锆和稀土等元素形成的镁合金具有较高的强度，可以作为结构材料广泛应用。 在20世纪20年代至30年代晚期，镁合金的开发和应用达到第一个高峰；在20世纪50年代，达到第二个高峰；从20世纪90年代至今是第三个高峰。,2. 2 镁合金成分对性能的影响,221 镁合金的合金化特点,(1) 晶体结构因素 根据休谟一饶塞里定则(HumeRothery Rules)，金属结构相同，原子尺寸、电化学特征相近，才能形成无限固溶体。镁具有密排六方晶体结构(hcp)，其它常用的密

2、排六方金属(如锌和铍)，不能满足上述条件，不能与镁形成无限固溶体。只有镉可满足上述条件，在高温(253)下，能与镁形成无限固溶体。 (2) 原子尺寸因素 溶质和溶剂原子大小的相对差值在15以内才可能形成无限固溶体。如图2-1所示，对镁来说，金属元素中约有12可能形成无限固溶体，约110的金属元素相对差值在15左右，其它则在15以外。,(3) 电负性因素 溶质元素与溶剂元素之间的电负性相差越大，生成的化合物越稳定。DarkenGurry理论认为，电负性差值大于0.4的元素不易形成固溶体。 镁具有较强的正电性，当它与负电性元素形成合金时，几乎一定形成化合物。这些化合物往往具有拉弗斯(Laves)型

3、结构，同时其成分具有正常的化学价规律。 拉弗斯相是一种金属间化合物，它借大小原子排列的配合而实现密堆结构，其分子式为AB2，A原子半径大于B原子半径。 尽管形成拉弗斯相的主要因素是尺寸因素，但是电子浓度在确定其结构类型和稳定性方面起着重要作用。,典型的拉弗斯相包括三种：MgCu2(立方)、MgZn2(六方)、MgNi2(六方)。 MgCu2型有LaMg2； MgZn2型有BaMg2、CaMg2。 化合物的稳定性可用熔点来表示，表2-1列出镁合金化合物的熔点。 可见，Mg17Al12熔点最低，Mg2Si熔点最高。所以，Mg-Al合金耐高温性能较差，而Mg-Si耐高温性能较好。,表2-1 镁合金化

4、合物的熔点,(4) 原子价因素 业已指出，当溶质和溶剂的原子价相差越大，则溶解度越小。 与低价元素相比，较高价元素在镁中的溶解度较大。 所以，尽管Mg-Ag和Mg-In之间原子价差是相同的，但一价银在二价镁中的溶解度比三价铟在镁中的溶解度要小得多。,222 镁合金成分与牌号,目前，国际上倾向于采用美国试验材料协会(ASTM)使用的方法来标记镁合金。 镁合金中合金元素代号见表2-2。 镁合金牌号中两位数字表示主要合金元素的名义质量分数()。其局限性是不能表示出有意添加的其它元素。 由于这个原因，这种体系需要改进。 后缀字母A、B、C、D、E等是指成分和特定范围纯度的变化。 如AZ91E表示主要合

5、金元素为Al和Zn，其名义含量分别为9和1，E表示AZ91E是含9Al和1Zn合金系列的第五位。,表2-2 镁合金中合金元素代号,223 镁合金的分类及热处理,镁合金的分类有三种方式：化学成分、成形工艺和是否含锆。 根据化学成分，以五个主要合金元素Mn、Al、Zn、Zr和稀土为基础，组成基本合金系：Mg-Mn，Mg-Al-Mn，Mg-Al-Zn-Mn，Mg-Zr，Mg-Zn-Zr，Mg-RE-Zr，Mg-Ag-RE-Zr，Mg-Y-RE-Zr。 Th也是镁合金的一种合金元素，组成合金系：Mg-Th-Zr，Mg-Th-Zn-Zr，Mg-Ag-Th-RE-Zr。因Th具有放射性，基本不再使用。 按

6、有无Al，分为含Al镁合金和不含Al镁合金； 按有无Zr，可分含Zr合金和不含Zr合金。 根据加工工艺划分，镁合金可分为铸造镁合金和变形镁合金两大类(见图2-2)。两者没有严格的区分，铸造镁合金如AZ91、AM20、AM50、AM60、AE42等也可以作为锻造镁合金。,图2-2 镁合金的分类,目前国外在工业中应用较广泛的镁合金是压铸镁合金，主要有以下4个系列：AZ系列Mg-Al-Zn；AM系列Mg-Al-Mn；AS系列Mg-Al-Si和AE系列Mg-Al-RE。 我国铸造镁合金主要有如下三个系列：Mg-Zn-Zr、Mg-Zn-Zr-RE和Mg-Al-Zn系列。 变形镁合金有Mg-Mn、Mg-A

7、l-Zn和Mg-Zn-Zr。 中国镁合金牌号与美国镁合金牌号对比见表2-3。 常见压铸镁合金和变形镁合金的化学成分分别见表2-4、表2-5。 镁合金热处理采用与铝合金同样的系统标示。 常用的有：T4固溶处理，T5人工时效，T6固溶处理后人工时效。,表2-3 中国镁合金牌号与美国镁合金牌号对比,表2- 4 压铸镁合金的化学成分(质量分数),表2-5 变形镁合金的化学成分(质量分数),2. 2. 4 合金元素对组织和性能的影响,合金元素对镁合金组织和性能有着重要影响。 上面已经提到，加入不同合金元素，可以改变镁合金共晶化合物或第二相的组成、结构以及形态和分布，可得到性能完全不同的镁合金。 镁合金的

8、主要合金元素有Al、Zn和Mn等，有害元素有Fe、Ni和Cu等(见图2-3)。,图2- 3 合金元素和有害金属对镁的腐蚀速率的影响 (3NaCl溶液),(1) 铝 在固态镁中具有较大的固溶度，其极限固溶度为12.7，而且随温度的降低显著减少，在室温时的固溶度为2.0左右。 铝可改善压铸件的可铸造性，提高铸件强度。 但是，Mg17Al12在晶界上析出会降低抗蠕变性能。特别是在AZ91合金中这一析出量会达到很高。 在铸造镁合金中铝含量可达到79，而在变形铝合金中铝含量一般控制在35。 铝含量越高，耐蚀性越好。但是，应力腐蚀敏感性随铝含量的增加而增加。,(2) 锌 在镁合金中的固溶度约为6.2，其固

9、溶度随温度的降低而显著减少。 锌可以提高铸件的抗蠕变性能。 锌含量大于2.5时对防腐性能有负面影响。 原则上锌含量一般控制在2以下。 锌能提高应力腐蚀的敏感性，明显地提高了镁合金的疲劳极限。,(3) 锰 在镁中的极限溶解度为3.4。 在镁中加入锰对合金的力学性能影响不大，但降低塑性，在镁合金中加入12.5锰的主要目的是提高合金的抗应力腐蚀倾向，从而提高耐腐蚀性能和改善合金的焊接性能。 锰略微提高合金的熔点，在含铝的镁合金中可形成MgFeMn化合物，可提高镁合金的耐热性。 由于冶炼过程中带入较多的元素Fe，通常有意加入一定的合金元素Mn来去除Fe。,所以，Mn在镁合金中存在有两类作用：一是作为合

10、金元素，可以提高镁合金的韧性，如AM60，此类合金中Mn含量较高；二是形成中间相AlMn和AIMnFe，此类合金中Mn含量较低。 迄今为止，镁合金中含AlMn相的结构还不很清楚。Mn与Al结合可形成中间相：AlMn、Al3Mn、Al4Mn、Al6Mn或Al8Mn5。 Wei 研究了压铸Mg-Al基镁合金，认为含Mn相根据形态分两类：一种为花瓣形，另一种为等轴或短棒状。 AlMn相在挤压镁合金AM60组织中的结构为具有规则外形的等轴状。,(4) 硅 可改善压铸件的热稳定性能与抗蠕变性能。 因为在晶界处可形成细小弥散的析出相Mg2Si，它具有CaF2型面心立方晶体结构，有较高的熔点和硬度。 但在铝

11、含量较低时，共晶Mg2Si相易呈汉字型，大大降低合金的强度和塑性。 硅对应力腐蚀无影响。,(5) 锆 在镁中的极限溶解度为3.8。 Zr是高熔点金属，有较强的固溶强化作用。 Zr与Mg具有相同的晶体结构，Mg-Zr合金在凝固时，会析出-Zr，可作为结晶时的非自发形核核心，因而可细化晶粒。 在镁合金中加入0.50.8Zr，其细化晶粒效果最好。 Zr可减少热裂倾向和提高力学性能和耐蚀性，降低应力腐蚀敏感性。,(6) 钙 可细化组织，Ca与镁形成具有六方MgZn2型结构的高熔点Mg2Ca相，使蠕变抗力有所提高并进一步降低成本。 但是，Ca含量超过1时，容易产生热裂倾向。 Ca对腐蚀性能产生不利影响，

12、可能提高镁合金Mg-9Al 抗应力腐蚀性能。,(7) 稀土元素 常用的稀土元素(RE)有Y和混合稀土(MM)，混合稀土包括Ce、Pr、La、Nd等。 各种稀土元素在镁中的溶解度相差很大，Y在镁中的极限固溶度最大，为11.4；Nd居中，为3.6；La和Ce最小，分别为0.79和0.52。 稀土元素可显著提高镁合金的耐热性，细化晶粒，减少显微疏松和热裂倾向，改善铸造性能和焊接性能，一般无应力腐蚀倾向，其耐蚀性不亚于其它镁合金。,Nd的综合性能最佳，能同时提高室温和高温强化效应；Ce和混合稀土次之，有改善耐热性的作用，常温强化效果很弱；La的效果更差，两方面都赶不上Nd和Ce。 Y和Nd能细化晶粒，

13、通过改变形变(滑移和孪生)机制，提高合金的韧性。 加入混合稀土能明显细化ZK60镁合金的晶粒组织，提高ZK60镁合金的抗拉强度和屈服强度。 Ce对镁合金应力腐蚀性能无影响。 RE能提高镁铝合金Mg-9Al 的抗应力腐蚀性能。,Fe、Ni、Cu、Co四种元素在镁中的固溶度很小，在其浓度小于0.2时就对镁产生非常有害的影响，加速镁的腐蚀。 合金元素对镁合金性能的影响见表2-6。,表2- 6 合金元素对镁合金性能的影响,续表,2. 3 铸造镁合金组织和性能,镁合金铸造有多种方法，包括重力铸造和压力铸造：砂型铸造、永久模铸造、半永久模铸造、熔模铸造、挤压铸造、低压铸造和高压铸造。 通常所说的压铸(Di

14、e Casting)是指高压铸造，以区分重力铸造和低压铸造。 对于具体材料，应根据其化学成分、工艺要求来选择合适的铸造方法。 合金成分和铸造工艺对组织结构有重要的影响。 合金元素，尤其是稀土元素RE引起中间相结构的复杂变化，对镁合金的组织和性能产生很大的影响。,2. 3. 1 Mg-Al系合金组织,根据Mg-Al二元相图(见图2-4)，Mg-Al系铸造合金组织在平衡状态下是由相和 (Mg17Al12)相组成的。 Mg17Al12相为体心立方(bcc)晶体结构，其点阵常数为a=1.05438nm。 相的数量随铝含量的增加而增多。,图2- 4 Mg-Al二元相图,2311 Mg-Al-Zn合金,M

15、g-Al-Zn合金最典型和常用的镁合金是AZ91D，其压铸组织是由相和在晶界析出的相组成(见图2-5)。 Mg-Al-Zn合金组织成分常常出现晶内偏析现象，先结晶部分含Al量较多，后结晶部分含Mg量较多。晶界含Al量较高，晶内含Al量较低；表层Al含量较高，里层Al含量较低。 另外，由于冷却速度的差异，导致压铸组织表层组织致密、晶粒细小；而心部组织晶粒比较粗大。因而表面层硬度明显高于心部硬度。 研究表明，随AZ91D压铸件厚度的增加，铸件的抗拉强度及蠕变抗力下降。,图2- 5 压铸AZ91D镁合金组织,随Zn含量的增加，(Mg17Al12)相中合金成分会变成三元金属间化合物MgxZnyAlz型

16、。 例如，图2-6表示砂型铸造合金AZ92和AZ63的成分，AZ92合金只有Mg17Al12，而AZ63合金除Mg17Al12以外，还有三元化合物Al3Mg3Zn2。Mg-10Zn-4Al合金中只有Mg32(Al，Zn)49；Mg-10Zn-6Al合金中的金属间化合物主要是Al2Mg5Zn2。 压铸组织耐蚀性比砂型铸造的要好。这是压铸组织表面铝含量较高的缘故。镁合金的力学性能随Al含量的增加而提高。 尽管压铸方法能很大程度地减少组织中铸造缺陷(如空洞、缩孔等)，但不可避免地组织中还会存在一些缺陷。这些缺陷将会降低镁合金的力学性能。 实验表明，铸造缺陷对疲劳性能有很大影响，往往是疲劳裂纹源。减少

17、缺陷数量和尺寸，将显著地提高铸造镁合金的疲劳性能。,图2- 6 Mg-Al-Zn合金系镁角的三元等温截面图,注：实线表示在给定温度下的固溶度极限的等温线。虚线把铸态合金的组织分成两区。虚线左侧的组织为固溶体和粗大的Mg17Al12，这一区域内的黑点为合金AZ92。虚线右侧的铸态组织为固溶体、粗大的Mg17Al12以及三元合金化合物 Mg3Zn2Al3，例如白点处的成分为合金AZ63。其典型合金为AM50和AM60，可用于要求高伸长率、高韧性和高抗弯曲性能的工件，如轮毂、座椅架及车门等。,2312 Mg-Al-Mn合金,依据Mg-Al-Mn合金相图2-7，其典型组织是除存在相和在晶界沉淀析出的相

18、(Mg17Al12)以外，还存在含Mn的中间相。 根据合金中Al的含量高低，这种中间相可能是AlMn、Al3Mn、Al4Mn、Al6Mn或A15Mn8。 AM60中AlMn相粒子在扫描照片中为白色见图2-8(a)。由能谱分析其主要成分为AlMn(原子比)1.121.15：1(见表2-7)。 AlMn相形状多为具有规则几何形状(如四方形)，少量圆形、短棒形等外形。长轴方向和短轴方向没有明显差异，最大尺寸在10m左右。AlMn相有明显的偏聚趋势。,图2-7 Mg-Al-Mn三元相图,图2- 8 AM60和AZ61中AlMn相SEM形貌,不但Mg-Al-Mn合金存在AlMn粒子，而且Mg-Al-Zn

19、合金中也可能存在AlMn粒子(见表2-7)，这可能是由于在镁合金的冶炼过程中，为除去有害元素Fe而有意加入Mn元素所产生的。 图2-8(b)所示为AZ61中AlMn粒子形貌。,表2-7 能谱分析AlMn相化学成分at.,2313 Mg-Al-RE合金,Mg-RE系相图显示RE在Mg中形成有限固溶体，产生细小的Mg3RE和Mg12RE粒子沉淀强化。 在Mg-Al合金中加入RE，RE优先结合Al而不会与Mg形成化合物或Mg-Al-RE三元相，可能形成Mg12RE、Al11RE3(或Al4MM)和Al10RE2Mn7等化合物。 Mg-Al-RE合金(如AE21、AE41)的典型组织为基体-Mg和中间

20、相Al4MM(MM指混合稀土)及Al12Mg17，不存在三元Mg-Al-RE相。 Al4MM的结构类似于Al4Ce化合物，具有体心正交晶体结构，其点阵常数为a=0.4395nm，b=1.3025nm，c=1.0092nm。,然而，在Mg-4Al-1.4RE(50Ce，25La，20Nd，3Pr)的铸态组织里，因为Al的存在，RE与Al化合形成了Al11RE13和Al10RE2Mn7两相。 这是由于Al在Mg基体里产生偏析，Al在晶界处的浓度估计要高于晶内(31)倍。 X射线能谱(EDS)证实在晶粒内部Al的含量为1.52.0，而在不同的晶界处Al的含量在47之间变化。 -Al12Mg17相或者

21、是在晶界附近呈薄且平行的板条状，或者是在晶界上生长成较大的粒子。 在Mg基体基面上生长的板条状相具有如下位相关系：(0001)Mg|(1-10)和(01-10)Mg|(11-2)。其典型合金为AE42，可用于高温下要求高蠕变强度的部件。,2314 Mg-Al-Si合金,AS系耐热镁合金组织特征是在晶界处形成细小弥散分布的稳定析出相Mg2Si，它具有Ca2F型面心立方晶体结构，较高的熔点(1085)、硬度(460HV0.3)和较低的密度(1.9gcm3)。 Mg2Si提高合金的抗蠕变能力。 其典型合金为AS41和AS21，适合于较高温度(150)下强度较高的部件。,2315 Mg-Al-Ca合金

22、,Mg-Al-Ca合金组织特征是存在Al2Ca和Mg2Ca化合物。 Mg-Al-Ca合金具有较高的耐热性和阻燃性，但是耐蚀性有所降低。 日本开发了一种新的耐热镁合金(ACM522)，其成分为Mg-5Al-2Ca-2MM-0.3Mn。其组织为初生(Mg)相，在晶界分散着的黑色粒子为Al-Ce相，浅色的化合物为Al-Ca、Mg-Ca等相。该合金可在150200范围使用。,232 Mg-Zn系合金,Mg-Zn系合金组织特征是可能含有Mg51Zn20、Mg7Zn3、MgZn、Mg2Zn3或MgZn2等共晶化合物。 在Mg-9Zn二元合金中由共晶反应生成的离异共晶沉淀物主要为Mg51Zn20，其晶体结构

23、为十二面体配位多面体结构，晶体空间点阵为正交系，空间群为Immm，点阵常数为a=1.4083nm，b=1.4486nm，c=1.4025nm。,根据Mg-Zn二元相图，共晶反应的结果产生了大量的共晶沉淀物Mg51Zn20和与之相应的Mg7Zn3。有时能发现在晶界上粗大的Mg51Zn20。 共晶相里还存在一些较小的沉淀相，通过电子衍射证实这种相有着与MgZn2拉弗斯相相同的晶体结构。 在共晶区域里共有三种不同的组织形貌，除了Mg51Zn20沉淀粒子外，还有另外两种不同形貌的化合物：一种形貌是片状沉淀MgZn相，它是在凝固冷却过程中Mg51Zn20部分分解产生的，其反应式为Mg51Zn20(Mg)

24、+MgZn；另一种形貌是由在共晶体粒子外层的Mg51Zn20分解为片状的(Mg)和MgZn相，及在此共晶体粒子里层的Mg51Zn20分解为(Mg)+MgZn相构成的。,经315、4h固溶处理，然后水淬的组织则为Mg51Zn20粒子完全分解后形成的中间相与(Mg)交织在一起的紧密混合物。这种中间相具有与MgZn2拉弗斯相一致的晶体结构。 在Mg-Zn(4Zn)合金中加人大于0.5Ca在167(440K)以下析出数原子层的细小板条状沉淀物，此时此材料具有良好的蠕变性能。其组织为(Mg)基体和黑色化合物Mg2Ca及白色化合物Mg5Ca2Zn5。 ZE系列合金的高温性能显著优于AZ91合金。 ZE41

25、、ZC63是Mg-Zn系耐热合金，其常温屈服强度高，高温性能好。,2321 Mg-Zn-MM(混合稀土)合金,由于加入1.5MM对Mg-8Zn合金组织有强烈的影响，所以Mg-8Zn-1.5MM合金共晶相组织有三种不同的共晶相，但从它们的形貌上不能区分彼此。 这三种相分别是T相、Mg4Zn7相和MgZn2拉弗斯相。 T相主要为三元共晶相Mg52.6Zn39.5MM7.9或(MG，Zn)92.1MM7.9，具有C心正交晶体结构，其点阵常数为a=0.96nm，b=1.12nm，c=0.94nm；Mg4Zn7相有一个B心单斜B2m晶体结构，其点阵常数为a=2.596nm，b=1.428nm，c=0.5

26、24nm和=102.50。,2322 Mg-Zn-Al(-Ca)合金,Mg-Zn-Al合金组织特征是存在MgxZnyAlz和MgZn中间相。 在含大约2Al的镁合金里存在MgZn化合物，但不存在Al12Mg17化合物。 例如，ZA102、ZA106的组织为基体、晶界共晶体相和在晶界沉积的粗大的(MgxZnyAlz)相。 Mg-9Zn-4.5Al-0.6Ca合金组织的主要共晶化合物是Mg32(A1，Zn)49和MgZn，其共晶化合物的数量随Zn和Al含量的增加而增加。 Ca、Sr加入ZA142和ZA144合金能够提高其抗蠕变能力，但Ca的作用比Sr更明显。 Ca和Sr作为溶质虽然一定程度地存在于

27、Mg基体中，但是大量地还是存在于MgxZnyAlz相中。,233 铸造镁合金的性能,国外常用压铸镁合金的典型力学性能见表2-8，砂型铸造镁合金Mg-Al-Zn和Mg-Zr的力学性能和疲劳性能分别见表2-9、表2-10。,表2-8 国外常用压铸镁合金(棒料)的典型力学性能,无缺口夏氏试验。,表2-9 砂型铸造镁合金Mg-Al-Zn的力学性能和疲劳性能,表2-10 砂型铸造镁合金Mg-Zr的力学性能和疲劳性能,24 变形镁合金组织及性能,许多镁合金既可做铸造镁合金又可做变形镁合金。 变形镁合金经过挤压、轧制和锻造等工艺后具有比相同成分的铸造镁合金更高的力学性能(见图2-9)。 变形镁合金制品有轧制

28、薄板、挤压件(如棒、型材和管材)和锻件等。 这些产品具有更低成本、更高强度和延展性以及多样化的力学性能等优点。其工作温度不超过150。,在变形镁合金中，常用的合金系是Mg-Al系与Mg-Zn-Zr系。 Mg-Al系变形合金一般属于中等强度，塑性较高的变形镁材料，铝含量约为08，典型的合金为AZ31、AZ61和AZ80合金，由于Mg-Al合金具有良好的强度、塑性和耐腐蚀综合性能，而且价格较低，因此是最常用的合金系列。 Mg-Zn-Zr系合金一般属于高强度材料，变形能力不如Mg-Al系合金，常要用挤压工艺生产，典型合金为ZK60合金。常用变形镁合金有AZ31B、AZ61A、AZ80A和ZK60等，

29、其化学成分见表2-5。,典型的含稀土的变形镁合金有ZE10A(Mg-1.5Zn-0.2RE)。 由于变形镁合金的开发与应用还不够充分，有关稀土对其组织和性能影响的研究远不如在铸造镁合金中的那么深入，只有少量相关报道。 在镁中加锂元素能获得超轻变形镁锂合金，它是迄今为止最轻的金属结构材料，具有极优的变形性能和较好的超塑性能，已应用在航天和航空器上。,图2- 9 铸造镁合金与变形镁合金性能比较,241 变形镁合金组织,AZ31挤压组织晶粒尺寸为1520m，如图2-10(a)所示。AZ61挤压组织如图2-10(b)所示。 可见，其组织由相和沿晶界分布的相组成，并存在孪晶组织。但是其组织形态与AZ80

30、组织有明显的不同。 组织晶粒大小相差悬殊，大晶粒长达250m左右，而小的仅有10m左右。 从侧向看，晶粒变形程度非常高，存在形变织构。 图2-8 SEM形貌显示在晶界或晶内分布着大小不等的、具有规则形状的AlMn相。这与Eliezer在AZ61和AZ31中观察到的长条状不同。 图2-8、表2-8表明：经EDS分析其成分主要为Al和Mn，AlMn(原子比)为(1.101.19)：1。,图2-10(c)所示为AM60挤压组织，它是由相和沿晶界分布的相组成的。组织很不均匀，存在少量孪晶组织。其组织为大小不等的等轴再结晶晶粒，小晶粒尺寸约为10m左右，大晶粒尺寸约为150m左右，其平均尺寸约为56m。

31、在晶界或晶内分布着大小不等的黑色AlMn相粒子。 图2-10(d)所示为镁合金AZ80组织，AZ80晶粒较细小，晶粒度约为17m。从图2-10中也可明显地见到挤压织构(图中黑色成线状的相代表了挤压方向)。 图2-11所示为AZ80 TEM照片显示相为板条状，板条之间存在一定的位相关系。 图2-12所示为轧制AM60的组织形貌。轧制组织较挤压组织均匀，纵向可见高密度孪晶晶粒，其晶粒尺寸很难分辨，只有极少量的晶粒为非孪晶晶粒，在晶界可见到细小晶粒。,图2-10 AZ31、AZ61、AM60和AZ80挤压组织,图2-11 AZ80板条状相形貌,图2-12 轧制AM60的组织形貌,242 变形镁合金性

32、能,变形镁合金的力学性能与加工工艺、热处理状态等有很大关系(见表2-11、表2-12)，尤其是加工温度不同，材料的力学性能可能会在很宽的范围。 在400以下挤压，挤压合金已发生再结晶。 在300进行冷挤压，材料内部保留了许多冷加工的显微组织特征，如高密度位错或孪生组织。 在再结晶温度以下挤压可使挤压制品获得更好的力学性能(见表2-13)。,表2-11 变形镁合金的力学性能指标,表2-12 挤压Mg-AI-Zn镁合金的力学性能和疲劳性能,表2-13 挤压镁合金力学性能与温度的关系,变形镁合金产品中值得注意的两方面是： 变形时镁的弹性模量择优取向不敏感，因此在不同的变形方向上，弹性模量的变化不明显

33、； 变形镁合金产品压缩屈服强度低于其拉伸屈服强度，即c：t0.50.7，因此在涉及如弯曲等不均匀变形塑性变形时需特别注意。 根据镁的这些变形特点，在以后的变形镁合金的发展过程中要注意把塑性变形与热处理结合起来，充分利用细晶强化等新工艺方法，通过添加适当的合金元素(特别是稀土元素)来改进合金性能，制得先进的变形镁合金材料。,2. 5 镁合金热处理时效组织和性能,大部分镁合金时效过程的一个重要特点是有一个与镁点阵形成共格沉淀物的阶段，这种沉淀物具有DO19晶体结构(见表2-14)，它类似于Al-Cu合金时效时形成的/ 相。 DO19晶胞的a轴为镁基体a轴的2倍长，c轴相同。沉淀相以片或盘的形式存在

34、，平行于沿10-10Mg和11-20Mg平面的Mg方向。,表2-14 镁合金的时效沉淀相,251 Mg-Al系合金,Mg-Al系二元合金在时效过程中，过饱和固溶体不经过任何中间阶段直接析出非共格的平衡相Mg17Al12，不存在预沉淀或过渡相阶段。 但Mg17Al12相在形成方式上有两种类型，即连续析出和非连续析出。 在一般的情况下，这两种析出方式是共存的，但通常以非连续析出为先导，然后再进行连续析出。 这表明前者在能量上处于有利地位，易于形成。,非连续析出大多从晶界或位错处开始，Mg17Al12相以片状形式按一定的取向往晶内生长，附近的固溶体同时达到平衡浓度。 由于整个反映区呈片状结构，故有时

35、也称为珠光体型沉淀。 反应区和未反应区有明显的分界面，后者的成分未发生变化，仍保持原有的过饱和程度(见图2-13)。,图2-13 Mg-Al-Zn镁合金第二相形貌,从晶界开始的非连续析出进行到一定程度后，晶内产生连续析出。Mg17Al12以细小片状形式沿基面(0001)生长。与此相应，基体含铝量不断下降，晶格常数连续增大，此时晶格常数变化是连续的。 最新的研究表明：AZ91镁合金析出相有三种形态：I类板条状、类六角棱柱状、类短棒状(见图2-14)。 I类析出相数量占90以上，颗粒比较粗大，平躺在镁的(0001)基面内，而镁在常温下的滑移面也是(0001)基面，因此，这类析出相颗粒不能有效地阻碍

36、位错在基面上的滑移，时效强化效果欠佳。 相反，由于第类与基面正交，第类与基面斜交，所以，有利于阻碍位错的基面滑移，即有利于时效强化，但是其数量太少。增加这类相的数量应是提高这类合金强度的有效途径之一。,图2-14 AZ91镁合金200时效析出相形貌,252 Mg-Zn系合金,Mg-Zn系合金的时效过程比较复杂，存在预沉淀阶段。 在110以下，观察到GP区/(MgZn)。在110以上，不形成GP区，而是/(MgZn)。 / 为亚稳定过渡相，具有与拉弗斯相MgZn2同样的结构，稳定性较高。在250时效时，可保持到5000h。 Mg-Zn系合金时效为连续析出，相尺寸很小，呈片状，并与基面平行。在长期

37、时效后，利用电子显微镜可观察到相的形态及分布特征。 Mg-Zn系合金的时效强化效果超过Mg-Al系，且随含锌量的增加而提高。但Mg-Zn系合金晶粒容易长大，故工业合金中常添加少量锆，以细化晶粒，改善力学性能。,253 Mg-Mn系合金,单独的Mg-Mn系合金应用较少，但锰是大多数工业镁合金中常见的辅助元素，它对改善合金耐热性及抗蚀性具有良好的作用。 Mg-Mn合金时效析出-Mn(立方)。-Mn呈棒状。 Mn通常单独加入，如果与Al同时加入，则形成MnAl、MnAl6和MnAl4等化合物。 Mg-Mn系合金在时效期间，不经过预析出阶段，直接形成-Mn。 -Mn具有立方晶格，强化效果较差，但稳定性

38、却较高。,254 Mg-RE系合金,Mg-RE系合金时效强化相为Mg9RE或Mg12RE。 向镁中添加原子半径比镁的原子半径大及电负性比镁低的元素，可形成共格的沉淀物。例如Y及镧系稀土(Ce、Nd、Gd和Dy)可与镁形成Mg3X型沉淀物，它具有DO19型晶体结构，与相共格。 在稀土元素中，钕在固溶体中溶解度较大(约4)，铈、镧、镨则较低(最大固溶体分别为0.74，1.9和2.0)，故Mg-Nd系合金的时效强化效果最显著。 图2-15所示为Mg-5.38Y-3.10Nd-0.36Zr在400时效24h和50h后相的形貌。,图2-15 Mg-5.38 Y-3.10 Nd-0.36Zr 在400时效

39、24h和50h后相的形貌,255 其它合金,2551 Mg-Gd合金,Gd的含量对Mg-Gd合金时效有重要影响。 当Gd的含量为510时，时效过程中不出现/ 相。 当Gd的含量为15时，时效过程中产生/相。 Mg-15Gd时效析出过程为：/(DO19型结构)/(斜方结构bco)(Mg5Gd：fcc)。 而Mg-10Gd和Mg-5Gd时效析出过程为：/(DO19型结构)(Mg5Gd：fcc)。 图2-16所示为Mg15Gd在330沉淀相/ 形貌。,图2-16 Mg15Gd在330沉淀相/ 形貌,对于Mg-RE系合金的时效序列，目前尚有分歧意见。 有人认为，在这类合金的过饱和固溶体分解过程中，不存

40、在明显的预析出阶段，直接形成Mg9Nd或Mg9Ce等平衡相；另外有一些实验结果则表明存在中间过渡相，沉淀序列为过饱和固溶体GP区/ /(Mg9Nd)，过渡相与基体之间保持共格关系。 Mg-RE系的时效产物弥散度高，与硬化峰值相对应的时效组织在普通光学显微镜下难以分辨，只是晶界处有较深的浸蚀色，是强化相优先在晶界析出所致。 工业Mg-RE合金中常常添加少量锌，除有补充固溶强化作用外，还能增加时效硬化效应。此时，强化相Mg9RE中固溶了一部分锌，成为(MgZn)9RE。,2552 Mg-Ca、Mg-Ca-Zn合金,Mg-Ca合金的时效析出过程为(Mg2Ca：六方结构)。 在Mg-1Ca合金中加入1

41、Zn，可显著地提高时效硬化效果。 研究发现，Mg-2Zn-0.8Ca合金中存在细小的沉淀物，该相平行于镁晶格的底面；Mg-5Al-3Ca-0.2Sr合金组织在晶界有层状的(Mg，Al)2Ca相，它与相共格。其位向关系如下：(010)Mg(001)(Mg，Al)2Ca，010Mg110 (Mg，Al)2Ca。,2553 Mg-Ag-RE(Nd),Mg-RE(Nd)-Zr合金中加入Ag可明显地提高时效硬化效果。 如果Ag浓度小于2，时效析出过程与Mg-RE相同；如果Ag浓度大于2，时效析出过程非常复杂。,在镁合金热处理过程中，有时可能发生过烧现象。 过烧表现为以下三种情况： 表面热析； 表面上有灰

42、黑色粉末； 表面和内部出现空洞，特别是在真空固溶热处理时容 易出现这种蜂窝状表面。,过烧的原因可能是： 固溶处理温度太高； 加热速率太快，组织中显微偏析起了作用，尤其在真空热处理时，低熔点的共晶相如Mg17Al12过热时发生液化，然后产生气化而形成空洞，Mg、Al等蒸气则沉积在真空管壁上； 气氛周围存在水蒸气而没有二氧化硫。,热处理保护措施： 校正炉温，避免炉温过高； 在箱式炉中热处理时，可在试样周围加盖木炭，形成保护性气氛； 真空热处理时，需要通入一定量的氩气保护； 通入二氧化硫保护，在AZ63合金中，即使1的SO2对 H2O-Mg和H2O-Mg3Al2Zn3的反应也有抑制作用。 注意：增加

43、Zn含量能降低共晶熔化温度，所以，AZ63合金比AZ92合金的固溶处理温度低。,综上所述，镁合金时效过程非常复杂，总结可能出现的沉淀过程见表2-15,表2-15 镁合金中可能出现的沉淀过程,续表,注：ssss一过饱和固溶体,2. 6 冶金缺陷对镁合金性能的影响,镁合金在熔炼铸造时很容易氧化、燃烧和吸气，其铸锭常常存在一些空隙、氧化物夹杂或蚀坑等缺陷，它们尤其是夹杂物对镁合金的力学性能和腐蚀性能产生严重的影响。,镁合金夹杂物主要是MgO，同时还有Al2O3、SiO2、Fe2O3以及MgCl2、NaCl、KCl等。 例如，某镁厂电炉生产的镁合金AZ91HP铸锭断口上部表层中出现黄、灰、黑色的斑点或

44、夹杂物。 图2-17所示为镁合金铸锭夹杂物扫描电子显微形貌，分析发现，夹杂物主要为氧化物，其主要组成为MgO，含有少量Na、Si、Al、K(见表2-16)；另外，含有极少量的Si的氧化物(含Mg、Al、O、Na、K)。在黄色斑点缺陷区的个别区域含有Si、Cl、K、Ca、Ti、Fe等多种元素。断口中出现的黄色、灰色和黑色的斑点缺陷，本质是相似的。主体是由氧化物折叠堆积形成的。铸锭中偶然存在含极少量的Si的夹渣物，但它不是造成上述缺陷的主要原因。,图2-17 镁合金铸锭夹杂物扫描电子显微形貌,表2-16 能谱分析夹杂物组成(质量分数),铸造缺陷(如空隙、夹杂物)是疲劳裂纹源。 Bhambri和Ka

45、ttamis认为其它有利于裂纹萌生的地方是铸件中的微孔。 微观结构缺陷严重影响Mg合金的疲劳性能。 裂纹萌生似乎出现在表面下孔隙和孔隙附近；裂纹以晶间和穿晶的方式扩展，具体取决于温度和孔隙率。 Stich等研究高压铸造Mg合金(AZ91hp、AM60hp、AS21hp和AE42hp)的高周疲劳性能发现，疲劳裂纹主要在孔隙附近萌生，断裂周次与孔隙面积成反比(见图2-18)。 减少孔隙的数量和最大尺寸将显著提高铸造Mg合金的疲劳性能。疲劳裂纹在表面下夹杂物处萌生，图2-19所示AZ80疲劳裂纹源为Mg、Al氧化夹杂物。,图2-18 孔隙对压铸镁合金AZ91疲劳性能的影响,图2-19 AZ80在空气中的疲劳裂纹源,Thanks!,