镁合金的成分、组织和性能.ppt

第 2 章 镁合金的成分、组织和性能 2. 1 概述 v工业用镁的纯度可达到99.9，但是纯镁不能用作结构 材料。 v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。 v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 v(1) 晶体结构因素 v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 。 v(2) 原子尺寸因素 v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。 v v(3) 电负性因素 v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。 v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) 型结构，同时其成分具有正常的化学价规律。 v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。 v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。 v典型的拉弗斯相包括三种：MgCu2(立方)、MgZn2(六方) 、MgNi2(六方)。 vMgCu2型有LaMg2； vMgZn2型有BaMg2、CaMg2。 v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。 v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 镁合金化合物的熔点 v(4) 原子价因素 v业已指出，当溶质和溶剂的原子价相差越大，则溶解度 越小。 v与低价元素相比，较高价元素在镁中的溶解度较大。 v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 v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。 v镁合金中合金元素代号见表2-2。 v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。 v由于这个原因，这种体系需要改进。 v后缀字母A、B、C、D、E等是指成分和特定范围纯度的 变化。 v如AZ91E表示主要合金元素为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 v镁合金的分类有三种方式：化学成分、成形工艺和是否含 锆。 v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。 vTh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。 v按有无Al，分为含Al镁合金和不含Al镁合金； v按有无Zr，可分含Zr合金和不含Zr合金。 v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 v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。 v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。 v变形镁合金有Mg-Mn、Mg-Al-Zn和Mg-Zn-Zr。 v中国镁合金牌号与美国镁合金牌号对比见表2-3。 v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。 v镁合金热处理采用与铝合金同样的系统标示。 v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 v合金元素对镁合金组织和性能有着重要影响。 v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。 v镁合金的主要合金元素有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) v(1) 铝 v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。 v铝可改善压铸件的可铸造性，提高铸件强度。 v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。 v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。 v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。 v(2) 锌 v在镁合金中的固溶度约为6.2，其固溶度随温度的降低 而显著减少。 v锌可以提高铸件的抗蠕变性能。 v锌含量大于2.5时对防腐性能有负面影响。 v原则上锌含量一般控制在2以下。 v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。 v(3) 锰 v在镁中的极限溶解度为3.4。 v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。 v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。 v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。 v所以，Mn在镁合金中存在有两类作用：一是作为合金元素 ，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 。 v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。 vWei 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。 vAlMn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。 v(4) 硅 v可改善压铸件的热稳定性能与抗蠕变性能。 v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。 v但在铝含量较低时，共晶Mg2Si相易呈汉字型，大大降低 合金的强度和塑性。 v硅对应力腐蚀无影响。 v(5) 锆 v在镁中的极限溶解度为3.8。 vZr是高熔点金属，有较强的固溶强化作用。 vZr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。 v在镁合金中加入0.50.8Zr，其细化晶粒效果最好。 vZr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。 v(6) 钙 v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。 v但是，Ca含量超过1时，容易产生热裂倾向。 vCa对腐蚀性能产生不利影响，可能提高镁合金Mg-9Al 抗应力腐蚀性能。 v(7) 稀土元素 v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。 v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。 v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。 vNd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。 vY和Nd能细化晶粒，通过改变形变(滑移和孪生)机制，提 高合金的韧性。 v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。 vCe对镁合金应力腐蚀性能无影响。 vRE能提高镁铝合金Mg-9Al 的抗应力腐蚀性能。 vFe、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。 v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 v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。 v通常所说的压铸(Die Casting)是指高压铸造，以区分重力 铸造和低压铸造。 v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。 v合金成分和铸造工艺对组织结构有重要的影响。 v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 v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。 vMg17Al12相为体心立方(bcc)晶体结构，其点阵常数为 a=1.05438nm。 v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 v Mg-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)。 v 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 。 v 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。 v 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 v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。 v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。 v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。 v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。 v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 v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(Mg17Al12)以外，还存在含Mn的中间相。 v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。 vAM60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)。 vAlMn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 v不但Mg-Al-Mn合金存在AlMn粒子，而且Mg-Al-Zn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。 v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 vMg-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。 v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。 vMg-Al-RE合金(如AE21、AE41)的典型组织为基体-Mg和 中间相Al4MM(MM指混合稀土)及Al12Mg17，不存在三元Mg- Al-RE相。 vAl4MM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。 v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。 v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。 vX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。 v-Al12Mg17相或者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。 v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 v 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)。 vMg2Si提高合金的抗蠕变能力。 v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 vMg-Al-Ca合金组织特征是存在Al2Ca和Mg2Ca化合物。 vMg-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。 v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 vMg-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。 v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。 v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。 v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。 v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)+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。 v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。 v在Mg-Zn(Mg方向。 表2-14 镁合金的时效沉淀相 251 Mg-Al系合金 vMg-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。 v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。 v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。 v这表明前者在能量上处于有利地位，易于形成。 v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。 v由于整个反映区呈片状结构，故有时也称为珠光体型沉淀。 v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 v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。 v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)。 vI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位错在基面上的滑移，时效 强化效果欠佳。 v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 vMg-Zn系合金的时效过程比较复杂，存在预沉淀阶段。 v在110以下，观察到GP区/(MgZn)。在110 以上，不形成GP区，而是/(MgZn)。 v/ 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。 vMg-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。在长期时效后，利用电子显微镜可观察到相的形态 及分布特征。 vMg-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 v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。 vMg-Mn合金时效析出-Mn(立方)。-Mn呈棒状。 vMn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。 vMg-Mn系合金在时效期间，不经过预析出阶段，直接形成- Mn。 v-Mn具有立方晶格，强化效果较差，但稳定性却较高。 254 Mg-RE系合金 vMg-RE系合金时效强化相为Mg9RE或Mg12RE。 v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。 v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。 v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24h和50h后相的形貌 255 其它合金 2551 Mg-Gd合金 vGd的含量对Mg-Gd合金时效有重要影响。 v当Gd的含量为510时，时效过程中不出现/ 相。 v当Gd的含量为15时，时效过程中产生/相。 vMg-15Gd时效析出过程为：/(DO19型结构)/(斜方 结构bco)(Mg5Gd：fcc)。 v而Mg-10Gd和Mg-5Gd时效析出过程为：/(DO19 型结构)(Mg5Gd：fcc)。 v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 v对于Mg-RE系合金的时效序列，目前尚有分歧意见。 v有人认为，在这类合金的过饱和固溶体分解过程中，不存 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。 vMg-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。 v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 vMg-Ca合金的时效析出过程为(Mg2Ca：六方结构)。 v在Mg-1Ca合金中加入1Zn，可显著地提高时效硬化效 果。 v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) vMg-RE(Nd)-Zr合金中加入Ag可明显地提高时效硬化效果。 v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。 v在镁合金热处理过程中，有时可能发生过烧现象。 v过烧表现为以下三种情况： v 表面热析； v 表面上有灰黑色粉末； v 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。 v过烧的原因可能是： v 固溶处理温度太高； v 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； v