(7.23)-第三章-镁及镁合金的热处理

3.1镁及镁合金的基本特征3.2镁的合金化3.3镁合金固态相变特点及热处理的主要类型3.4铸造镁合金热处理3.5变形镁合金热处理3.6热处理缺陷及防治

3镁及镁合金的热处理3.1镁及镁合金的基本特征3.1.1镁的基本性质镁具有很高的化学活泼性。在潮湿大气、海水、无机酸及其盐类、有机酸、甲醇等介质中均会引起强烈的腐蚀，但镁在干燥的大气、碳酸盐、氟化物、铬酸盐、氢氧化钠溶液、苯、四氯化碳、汽油、煤油及不含水的润滑油中却很稳定。镁的温室塑性和低温塑性均较低，纯镁多晶体的强度和硬度也很低。3.1镁及镁合金的基本特征密度小，比热容和膨胀系数较大，弹性模量在常用航空合金中最低。3.1.2镁合金的特点①比强度、比刚度均很高。比强度明显高于铝合金和钢，比刚度与铝合金和钢相当；而远远高于工程塑料。②弹性模量较低。当受到外力时，应力分布将更均匀，可以避免过高的应力集中。在强烈范围内承受冲击载荷时，所吸收的能量比铝高50％左右。所以，镁合金适应于制造承受猛烈冲击的零件。此外，镁合金受到冲击或摩擦时，表面不会产生火花。3.1镁及镁合金的基本特征③良好的减振性。在相同载荷下，减振性是铝的100倍，钛合金的300～500倍。④切削加工性能优良，其切削速度大大高于其他合金。⑤镁合金的铸造性能良好，几乎所有的铸造工艺都可铸造成形。3.1镁及镁合金的基本特征3.2镁的合金化3.2.1镁合金的分类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。ASTM标准的标记规则，化学元素用1～2个字母标记；其后的数字表示该元素在合金中的名义成分，用质量分数表示，四舍五入到最接近的整数。字母顺序按在实际合金中含量的多少顺序排列。例如：AZ91表示合金Mg-9Al-1Zn。后缀字母A、B、C、D等是指成分和特定范围浓度的变化。如AZ91E是表示上述合金系列的第五位。

中国是按成形工艺来划分和标记镁合金的。标记方法，用两个汉语拼音字母和其后的合金顺序号（阿拉伯数字）组成。根据前两个汉语拼音字母将镁合金分成四类：变形镁合金（MB）、铸造镁合金（ZM）、压铸镁合金（YM）和航空镁合金。合金的顺序是表示合金之间的化学成分差异。用于航空的铸造镁合金与其他铸造镁合金在牌号上略有区别，即在ZM两个字母与代号的连接加一个横杠。例如：1号铸造镁合金用ZM1表示，2号变形镁合金用MB2表示，5号压铸镁合金用YM5表示，5号航空铸造镁合金用ZM-5表示。3.2镁的合金化镁合金一般按化学成分、成形工艺和是否含锆三种方式分类。①按化学成分，镁合金可分为二元、三元或多元合金系。大多数镁合金都含有不止一种合金元素，为了简化和突出合金中的最主要元素，一般习惯上总是依据Mg与其中一个主要合金元素，将镁合金划分为二元合金系：Mg-Mn、Mg-Al、Mg-Zn等。②按成形工艺镁合金可分为两大类，即铸造镁合金和变形镁合金。③依据合金中是否含锆，镁合金又可以划分为含锆和不含锆两大类。3.2镁的合金化3.2.2合金中主要合金元素的作用合金元素和镁的作用规律与它们的晶体结构、原子尺寸、电负性等因素有关。具体表现如下。①镁具有密排六方结构，但其他常用的密排六方结构元素（如锌），不能与镁形成无限固溶体。只有镉235℃时，能与镁形成无限固溶体。②溶质和溶剂原子大小的相值差位小于15％时，才能形成无限固溶体。金属元素中约有1/2元素与镁可能形成无限固溶体。3.2镁的合金化③溶质原子与溶剂原子之间的电负性相差越大，生成的化合物越稳定。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Laves相结构，同时其成分具有正常的化学价规律。④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在三价铟在镁中的溶解度要小得多。3.2镁的合金化镁合金的主要合金元素有Al、Zn、Mn和Zr等。Fe、Ni、Cu等元素是有害元素。合金元素对镁合金的组织和性能有着主要影响。合金元素与镁形成的合金系有：Mg-Al-Zn、Mg-Zn-Zr、Mg-RE-Zr或Mg-RE-Mn系。这里，Mg-Al-Zn和Mg-Zn-Zr系是发展高强镁合金的基础，其中铝、锌是主要合金元素。它们与镁构成共晶系相图。3.2镁的合金化Mg-Al系共晶温度为437℃，L→δ(Mg)+γ,共晶成分为32.3%Al,γ相为Mg17Al12，具有与α－Mn相同的立方晶体结构，α＝1.0469～1.0591nm。铝在镁中的溶解度在437℃时为12.6％,并随温度下降而迅速减小，室温下约为1.5％。经固溶时效处理后，γ相弥散析出，有一定的强化作用。3.2镁的合金化

Mg-Mn二元相图较复杂，其中某些转变尚未完全确定。从图3-2中可以看出，富镁端于343℃进行共晶转变：L→Mg7Zn3。330℃时，发生共析转变：Mg7Zn3→α＋MgZn。MgZn化合物具有六方结构，a=0.533nm，c=1.716nm。熔点为349℃。在共晶温度下，锌在镁中溶解度为8.4%，330℃时为6.0%，250℃时为3.3%，200℃时为2.0%，150℃时为1.7%，室温下则小于1.0%。在Mg-Zn系中强化相为MgZn，它对合金性能的影响与Mg17Al12对Mg-Al系的影响相似。但MgZn在Mg-Zn系中强化效果更大一些。3.2镁的合金化锆在镁中的极限溶解度为3.8%（图3-3）。锆是高熔点金属，有较强的固溶强化作用。锆与镁有相同的晶体结构，Mg-Zr合金凝固时，会析出α-Zr，可作为结晶时的非自发形核的核心，所以可以细化粒。在镁合金中加入0.5%～0.8%Zr，其细化晶粒效果最好。锆可减少热裂倾向和提高力学性能及耐蚀性，降低应力腐蚀敏感性。3.2镁的合金化Mg-RE-Zr和Mg-RE-Mn属于耐热镁合金，可在150-250℃范围内工作。稀土元素(RE)在镁合金中常用的有钕(Nd)、铈(Ce)、镧(La)及其混合稀土(MM)。它们与镁构成类似的共晶系和相近的相组成。3.2镁的合金化以Mg-Nd为例(图3-4)，在近镁端552℃进行共晶转变L→α+Mg9Nd。Mg9Nd具有极其复杂的晶体结构。钕在镁中溶解度随温度而变化，540℃时为3.2％，室温下为0.08％。含稀土族元素的镁合金之所以具有较好的耐热性是因为Mg-RE系中α固溶体及化合物相的热稳定性较高。Mg-RE系的共晶温度比Mg-AI及Mg-Zn系高得多。在200～300℃的使用温度下，原子扩散速度较低，镁加入三价稀土元素被认为可提高其电子浓度，增强原子之间结合力。另外，Mg9Nd相本身的热稳定性超过Ag7A112及MgZn;Mg-RE系在200-300℃固溶度变化很小，时效相析出比较均匀，相界面附近浓度梯度较低。这些因素都有助于阻止下晶界迁移和减小扩散蠕变。3.2镁的合金化稀土元素除可改善合金的耐热性外，对降低合金氧化速率也有帮助。同时，Mg-RE系合金还有良好的铸造工艺性能和热变形能力。因此，在工业应用中很有发展前途。在稀土金属中，钕的综合作用最佳，可保证在高温及常温下同时获得强化。铈或铈混合物稀土，对改善耐热性效果较好，但常温强化效果低。镧的作用在这两方面均不如钕和铈。3.2镁的合金化Mg-RE-Zr系中，Zr的主要作用仍为细化晶粒，这可减少铸造合金的壁厚效应（即铸件壁厚对性能的影响），使铸件力学性能接近铸造试样的性能。另外，锆在镁合金熔炼过程中对杂质有净化作用，故可改善合金的抗蚀性。Mg-RE-Mn系中的锰，有一定的固溶强化效果，同时降低合金原子扩散能力，提高耐热性，并有增加合金抗蚀性的作用。3.2镁的合金化3.3.1镁合金固态相变特点同铝合金相同，镁合金的基本固态相变形式是过饱和固溶体的分解，它也是时效硬化的理论根据。由于其基本规律在本书第2章铝及铝合金的热处理中已有阐述，于此不再重复。下面仅就某些主要镁合金系的各自相变特点，作扼要说明。(1)Mg-Al系合金Mg-Al系合金在共晶温度以下，平衡组织应为δ固溶体＋Mg17Al12化合物。由于铝在镁中的固溶度随温度下降有明显变化，从437℃的12.6%降到室温下的约1%，故利用淬火处理可获得饱和δ固溶体。大量试验证明，在随后的时效过程中，过饱和δ固溶体不经过任何中间阶段直接析出非3.3镁合金固态相变特点及其热处理的主要类型

3.3.1镁合金固态相变特点

共格的平衡相Mg17AI12，不存在预沉淀或过渡相阶段。但Mg17Al12相在形方式上有两种类型，即连续析出和非连续析出。在一般情下，这两种析出方式是共存的，但通常是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相以片状形成按一定取向往晶内生长，附近的δ固溶体同时达到平衡浓度。由于整个反应区呈片状结构，故有时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。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相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，晶格常数连续长大，由于此时晶格常数变化是连续的，故有此名。连续及非连续析出在时效组织中所占相对量与合金成分、淬火加热温度、冷却速度及时效规程等因素有关。在一般情况下，非连续析出优先进行，特别在过饱和程度较低、固溶体内存在成分偏析及时效不充分的情况下，更有利于发展非连续析出；反之，在含铝量较高、铸锭经均匀化处理及采用快速淬火及时效温度较高时，则连续析出占主导地位。

3.3.1镁合金固态相变特点

由于Mg-Al及Mg_AI-Zn系合金在时效过程中直接析出平撕衡相，且弥散度较低，故时效硬化作用不十分显著，尤其是非连续析出占较大比例时，强化效果更弱，见表3-3。由表中可以看出，时效主要是提高合金的屈服强度。

3.3.1镁合金固态相变特点

(2)Mr-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G.P.区→β'→β(MgZn)。在110℃以上不形成G.P.区，而是α→β’→β(MgZn)。β'为亚稳定过渡相，具有与拉维相MgZn2同样的结构，稳定性较高。在523K时效时，可保持到5000h。Mg-Zn系合金时效为连续析出，β'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β'相的形态及分布特征。

3.3.1镁合金固态相变特点

Mg-Zn系合金的时效强化效应超过Mg-Al系，并随含锌量的增多而增加(表3-4)。Mg-Zn系合金晶粒容易长大，故工业Mg-Zn系合金中均添加一定量的锆，以细化组织，改善力学性能。

3.3.1镁合金固态相变特点

(3)Mg-RE系合金Mg-RE系合金时效强化相为Mg9RE或Mg12RE。在各个稀土元之素间，钕在α固溶体中溶解度较大（约4%），铈、镧、镨则较低（最大溶解度分别为0.74%、1.9%和2.0%）。故Mg-Nd系合金时效强化效果最显著。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，只是在晶界处有较深的浸蚀色，是由于强化相优先在晶界析出所致。工业用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。

3.3.1镁合金固态相变特点

(4)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，它对改善合金热强性及抗蚀性具有良好作用。Mg-Mn系合金在时效期间，不经过预析出阶段，直接形成α-Mn。α-Mn具有立方晶格，强化效果差，但热稳定性却很高。

3.3.1镁合金固态相变特点

3.3.2镁合金热处理的主要类型镁合金的热处理方式与铝合金基本相同，但镁合金中原子扩散速度慢，淬火加热后通常在静止或流动空气中冷却即可达到固溶处理目的。另外，绝大多数镁合金金对自然时效不敏感，淬火后在室温下放置仍能保持淬火状态下的原有性能。值得注意的是，镁合金金氧化倾向比铝台金强烈。当氧化反应产生的热量不能及时散发时，容易引起燃烧，因此，热处理加热炉内应保持一定的中性气氛。镁合金常用的热处理类型如下。3.3镁合金固态相变特点及其热处理的主要类型

3.3.2镁合金热处理的主要类型

T1

铸造或加工变形后不再单独进行固溶处理而直接人工时效。这种处理工艺简单，也能获得相当的时效强化效果，特别是对Mg-Zn系台金，因晶粒容易长大，重新加热淬火往往由于晶粒粗大，时效后的综合性能反而不如T1状态。T2

为了消除铸件残余应力及变形合金的冷作硬化而进行的退火处理。例如，Mg-AI-Zn系铸件合金ZM5的退火规程为350℃加热2～3h，空冷；冷却速度对性能无影响。对某些处理强化效果不显著的合金（如ZM3），T2则为最终热处理退火。T4淬火处理。可用以提高合金的抗拉强度和延伸率。ZM5合金常用此规程。为获得最大的过饱和固溶度，淬火加热温度通常只比固相线低5～10℃。镁合金原子扩散能力弱，为保证强化相充分固溶，需要更长的加热时间，特剐是砂型厚壁铸件。对薄壁铸件或金属型铸件加热时间可适当缩短，变形合金则更短。这是因为强化相溶解速与身本尺寸有关外，晶粒度也有明显影响。例如，ZM5金属型铸件，淬火加热规程为415℃8～16h，薄壁(10mm)砂型铸件加热时间延长到12～24h;而厚壁(>20mm)铸件为防止过烧应采用分段加热，即360℃3h+420℃21-29h。淬火加热后一般为空冷。

3.3.2镁合金热处理的主要类型

T6

淬火＋人工时效。目的是提高合金的屈服强度，但塑性相对有所降低。T6主要应用于Mg-Al-Zn系及MgRE-Zr系合金。高锌的Mg-Zn-Zr系合金，为充分发挥时效强化效果，也可选用T6处理。T61热水中淬火＋人工时效。一般T6为空冷，T61采用热水淬火，可提高时效强化效果，特别是对冷却速度敏感性较高的Mg-RE-Zr系合金。

3.3.2镁合金热处理的主要类型

氢化处理除以上介绍的热处理方式外，国内外还发展了一种氢化处理，以提高Mg-Zn-RE-Zr系合金的力学性能，效果颇为显著。Mg-Zn-Zr系合金的特点是常温强度超过Mg-Al-Zn及Mg-RE-Zr系，但工艺性能差，显微疏松和热裂倾向比较严重，焊接性能也不好。若在Mg-Zn-Zr基础上添加稀土元素或钍，可明显改善工艺性，但也伴随产生一个新的问题，即Mg-Zn-RE-Zr系中，第二相Mg-RE-Zn化合物常以粗块状聚集在晶粒边界构成脆性网络，从而大大降低了合金的强度和塑性。这种晶界相十分稳定，常规热处理难以使其溶解和破碎，因而不能有效地改进性能。

3.3.2镁合金热处理的主要类型

如将合金在氢气气氛中加热固溶处理，则发现连续的粗块状化合物已被断续的细点状化合物取代，数量上也有所减少。这是因为氢气处理时，氢扩散到金属基体内部与Mg-RE-Zn化合物发生反应。稀土元素与氢有很高的亲和力，化合成稀土氢化物，呈黑色小颗粒状，而原化合物中的锌与氧不发生反应，被释放出来，转入基体。经此处理既改善了晶界结构，也提高了基体的固溶度，从而显著提高了合金的力学性能。氢化处理的缺点是氢扩散较慢，厚壁铸件所需保温时间较长,并需要专门的渗氢设备。

3.3.2镁合金热处理的主要类型

3.3.2镁合金热处理的主要类型

镁合金热处理在工艺上主要应注意防止零件在高温加热过程发生氧化与燃烧，加热炉常用空气循环电炉，炉温波动≤5℃，加热体与零件之间应安置屏蔽罩，一般用不锈钢制作。炉内需保持中性气氛（二氧化碳或氩气）或含0.5%-1%二氧化硫的大气气氛。二氧化硫由管道通入炉膛或事先在炉内按0.5%～1%的比例放置黄铁矿(FeS2)或黄铜矿(CuFeS2)。热处理常见的缺陷为不完全淬火、晶粒长大、表面氧化、过烧及变形等。工业镁合金按生产工艺可分为铸造镁合金和变形镁合金。若按性能特点则又可分为高强镁合金和耐热镁合金。高强度镁合金无论是铸造的，还是变形的，皆以Mg-Al-Zn系和Mg-Zn-Zr为主。但变形镁合金的元素含量比较低，以保证良好的工艺性能。耐热铸造镁合金大多数选用Mg-RE-Zr系。在本节中将分别介绍常用的高强铸造镁合金和耐热铸造镁合金。3.4铸造镁合金热处理3.4.1高强铸造镁合金这类合金具有较高的常温强度和良好的铸造工艺性能，但耐热性较差，长期工作温度不得超过150℃，表3-6列出了国产高强铸造合金的化学成分，它们分属Mg-AI-Zn系和Mg-Zn-Zr系，在国外的某些高强铸造镁合金中，除主要元素铝、锌、锆外，还添加一些其他元素，如镉、钕、银、镧等，使合金的力学性能获得进一步改善，其成分在此表内予以列出。3.4铸造镁合金热处理

3.4.1高强铸造镁合金

（1）Mg-Al-Zn系合金(ZM5)Mg-Al合金是常用Mg合金的基础，早在第一次世界大战期间即在德国得到了广泛地应用。Mg-Al合金中加入少量锌可提高合金元素的固溶度，加强热处理强化效果，有效地提高屈服强度。加入少量锰是为了提高耐蚀性，消除杂质铁对耐蚀性的不良影响。含高锌的镁铝锌合金有更好的模铸性能。常用的Mg-Al-Zn铸造合金为ZM5，此合金的特点是强度较高、塑性良好、易于铸造、适合生产各类铸件。ZM5合金含有7.5%～9.0%Al、0.2%～0.8%Zn、0.15%～0.5%Mn，体积密度1.81k/cm3。由于锌含量不高，故合金的流动性好，可以焊接。ZM5合金的平衡组织为α+Mg17Al12相。

3.4.1高强铸造镁合金

ZM5合金可进行各种类型的热处理，但T4和T6状态最常用。淬火温度Ts=410～420℃，空冷，Ta=[(175～200)±5]℃，各时效16h或8h。T6的强度，尤其是屈服强度比T4高，但塑性明显降低。应根据零件的要求选择热处理制度。例如，发动机零件要求组织性能有高的稳定性，选用T6较好，要求塑性高的飞机零件，则应选择T4制度。淬火加热后一般在空气中冷却，以减少零件变形和简化热处理操作。在条件允许时，可选用更快的冷却方式，如在热水中淬火，时效强度提高10%-15%，但应避免冷水淬火，以防止晶间开裂。

3.4.1高强铸造镁合金

对于T6和T61状态，时效温度通常选用175℃或200℃，保温时间分别16h和8h。从时效性能曲线上（图3-11）可知，175℃处于最大硬化状态，但塑性也最低。

3.4.1高强铸造镁合金

在ZM5合金的时效状态组织中，可清楚地看出晶界附近的非连续析出和晶内的连续析出产物。值得指出的是，在人工时效过程中，由于析出Mg17Al12相，基体中合金元素不断贫化，而铝、锌原子尺寸较小，因此，固溶体晶格常数增加，引起铸件尺寸变化（图3-12）。

3.4.1高强铸造镁合金

(2)Mg-Zn-Zr系合金（ZM1、ZM2、ZM8）同Mg-Al-Zn系合金相比，Mg-Zn-Zr系合金具有较高的抗拉强度和屈服强度，特别是后者。另一个重要优点是Mg-Zn-Zr系合金的性能对铸件壁厚和显微缩松敏感性较低，从而使铸件的性能单铸试棒。但该合金的铸造工艺性能较差，氧化和热裂倾向高于Mg-Al-Zn系合金，焊接性能也较差。

3.4.1高强铸造镁合金

早期使用的ZM1合金含3.5%～5.5%Zn、0.5%～1.0%Zr。ZM1合金一般在T1状态下使用，即铸件直接进行人工时效（175℃±5℃、28～32h或195℃±5℃、16h）。单纯的Mg-Zn二元合金容易出现粗晶组织，加入少量锆后，使晶粒细化和性能改善。

3.4.1高强铸造镁合金

ZM1合金的铸件工艺性不如ZM5，热裂倾向较大，焊接性差。为了弥补这方面的不足，发展了ZM2合金。它是在ZM1成分的基础上添加一定量的稀土元素，增加组织中共晶体的数量，从而改善了工艺性能。ZM2合金的名义成分为Mg-3.5/5.0Zn-0.5/1.0Zr-0.7/1.7Ce。铈以混合稀土元素形成加入。

3.4.1高强铸造镁合金

ZM2合金在T1状态下使用，时效规程是(325±5)℃保温5～8h后空冷。人工时效后抗拉强度变化太小，但屈服强度升高较显著，ZM2合金很少采用T6处理，因淬火时效后，晶粒长大，屈服强度反而降低。ZM2合金在航空工业中用于制作工作温度较高的零件，如发动机机匣、整流舱、电机壳体等。ZM2合金的缺点是，加铈能改善工艺性能，但降低常温力学性能，其强度和塑性都比ZM1差一些。

3.4.1高强铸造镁合金

ZM8合金同时提高了Zn和混合RE的含量，充分发挥了强度高、铸造性能好的优点，是铸镁合金中强度最高的一种。这种合金可进行T6处理，更适合氢化处理。但进行氢化处理的ZM8合金，Zn不能超过6.0%-6.5%，否则强度不再升高，δ值降低，不过RE在2.0%～3.7%范围内无明显影响。

3.4.1高强铸造镁合金

RE对Mg-Zn-Zr合金塑性的不良影响可通过氢化处理来改善。氢化处理的原理是把ZM8或ZM2合金放在480℃的H2气中固溶处理，令H2沿晶界向内部扩散，同偏聚于晶界内的MgZnRE化合物(Mg-20Zn-5Ce，T相）中的RE发生反应，生成不连续的颗粒状REH化合物。因H2不与Zn发生反应，当RE从MgZnRE相中被夺走，被还原的Zn原子即复溶于α固溶体，结果使Zn的过饱和度升高。最终时效后，晶粒内部生成细针状沉淀相（β"或β'），强度显著提高，没有明显疏散，伸长率和疲劳强度也得到改善，综合性能极为优秀。

3.4.1高强铸造镁合金

为改善耐热铸造镁合金的质量和提高其工作温度，稀土金属有颇为重要的作用。它可增强镁合金原子间结合力，减小原子扩散速度，并与镁形成的化合物具有较高的热稳定性，形成了含稀土金属为主要合金元素的耐热铸造合金系列，用于200～300℃范围，具有良好的高温强度。

3.4.2耐热铸造镁合金

例如，Mg-Nd系中Mg9Nd相有稳定的沉淀强化效应，介稳定相β"-Mg3Nd抗聚集长大能力强，在高温下仍能保持高的强度。合金加入一定量锆后可以进一步细化晶粒，保证显微组织和性能的稳定，并可以改善耐蚀性，形成Mg-Re-Zr系合企。其中，ZM3和ZM6合金均属此系。它们的名义成分分别为Mg-2.5～4.0混合稀土-0.3～1.0Zr-0.1～0.7Zn及Mg-2.0～3.ONd-0.1～1.0Zr。

3.4.2耐热铸造镁合金

表3-17示出ZM3和ZM6合金在常温和高温下的典型性能。可见，ZM3和ZM6合金的高温持久和蠕变强度远优于常用的ZM5合金，尤其是ZM6合金不仅耐热性好，而且由于钕的时效强化作用比较明显，使室温强度和高强Mg-Zn-Zr系合金相当，综合性能在表3-17内所列合金中是较好的。ZM3和ZM6合金的长期工作温度可达250℃。

3.4.2耐热铸造镁合金

ZM3合金可进行各类热处理，其具体规程如下。T2:(325±5)℃5～8h，空冷。T4:(570±5)℃4-6h，压缩空气吹冷。T6:经T4处理后，200℃时效12-16h。由于铈混合稀土元素在镁中的固溶度小，热处理作用不大，人工时效处理后，抗拉强度仅提高20～30MPa，屈服强度基本无变，而且因淬火加热温度高，容易造成表面氧化和零件变形，故生产大多在铸态或T2状态下使用。

3.4.2耐热铸造镁合金

ZM3合金铸造性能好（热裂倾向小，无显微缩松，气密性超过ZM5合金），主要应用于制作发动机零件，如压气机机匣、扩散器壳体、燃烧室罩、进气道等。ZM6合金热处理强化效果较大，通常采用T6或T61处理。实际热处理制度为T6：(540±5)℃加热8-12h，压缩空气吹冷，205℃时效12～18h。T61：(545±5)℃加热4～8h，热水(≥80℃)冷却，205℃时效8-12h。

3.4.2耐热铸造镁合金

以贵金属Ag和放射性金属Th为主要合金元素的铸造镁合金，室温强度与高强度Mg-Al-Zn系和Mg-Zn-Zr系合金相当，又有在300～350℃工作的高温强度。为了区别起见，特名为特殊耐热铸造镁合金。长期以来人们就知道Th能提高Mg合金的抗蠕变性能，铸造和塑性加工制品均可在350℃长期工作。Th同RE一样还能改善铸造性能，并且有良好的焊接性能。

3.4.3特殊耐热铸造镁合金

Mg-Ag系合金是发现Ag能改善Mg-RE-Zr系合金的时效效应和强度后出现的。这种合金的室温强度和高强Mg-Zn-Zr合金相同，并有优秀的铸造性能和可焊性。如果用富Nd混合稀土（didymium，Nd80%，Pr16%，Gd2%，其它2％）代替Ce混合稀土，强度还能进一步提高。几种新发展起来的Mg-Ag-RE(Nd)-Zr系合金在250℃以下的抗拉强度比任何Mg合金都高，几乎与高强铸造Al合金相等。

3.4.3特殊耐热铸造镁合金

QE22[Mg-2.5Ag-2RE(Nd)-0.7Zr]是Mg-Ag系合金的代表，典型热处理制度(T6)：Ts=525℃，4～8h，冷水淬火，Ta=200℃，8～16h。砂模或金属模铸件经T6处理后，σb＝245MPa，σ0。2＝185MPa，δ=2%，强度比其他Mg合金都高。不仅如此，这种高强度可一直维持到250℃不降低。因此，QE22合金在航空和航天工业得到大量应用，可铸造飞机用着陆轮、齿轮箱外壳和直升机悬翼配件等。

3.4.3特殊耐热铸造镁合金

3.5.1变形镁合金的塑性与合金化特点由于六方结构的Mg滑移系统少，使其变形加工度受到极人的限制。Mg在室温的塑性变形，主要靠基面{0001}沿密排方向<110>的滑移和锥面的孪晶运动。当应力与基面平行时，压缩时产生孪晶变形，应力与基面垂直时，在拉伸时产生孪晶变形。只有当温度≥250℃，锥面<101>也能参加滑移变形，塑性变形更加容易时，孪晶变形才退居次要地位。因此，Mg合金的加工制品，一般多易用热变形。

3.5变形镁合金热处理

3.5.1变形镁合金的塑性与合金化特点

Mg的塑性低，很难用合金化的方法来改善。Al、Ag、Zn、Y、Nd、Mn等虽然能在Mg中大量共溶，但只能增加固溶强化效应，不能改变晶体结构，高温变形阻力反而增大。因此，变形用Mg合金的合金化程度应比铸造合金低，以利于塑性变形。如果用大量(>10%)体心立方晶格的Li进行合金化，Mg-Li合金的晶格可由六方转变为体心立方晶格，塑性可以根本改变，但Li是稀有金属，化学活性高，给Mg合金的化学稳定性却带来了极坏的影响。

3.5.2高强变形镁合金

（1）Mg-Mn系镁合金此类合金国内的牌号有MB1、MB8。其主要化学成分及性能见表3-20。此类合金通常以板材、带材、管材、棒材、型材以及锻件等形式供应。其板材可用于飞机蒙皮、壁板及内部构件，模锻件可制作外形复杂构件，管材多用于汽油、润滑油等要求抗腐蚀性的管路系统。

3.5.2高强变形镁合金

Mg-Mn系合金最主要的优点是具有优良的抗蚀性和可焊性。由于锰容易与有害杂质元素铁化合，从而清除了铁对抗蚀性的有害影响，特别是在海水中的腐蚀速度，因此而大大下降（图3-20）。

3.5.2高强变形镁合金

MB8合金是在MB1基础上添加了0.15%～0.35%Ce而形成的。MB8合金具有较高的综合性能。与MB1相比，MB8由于添加了铈细化了晶粒，使屈服强度（特别使压缩状态下的屈服强度）因限制了孪生而有更显著的增大。MB8合金由于添加铈还提高了耐热性，可在200℃以下长期工作MB1的工作温度则不高于150℃。MB8合金的缺点是焊接性能低于MB1。

3.5.2高强变形镁合金

MB1和MB8合金在退火状态下使用，其规程如下。MB1：340～400℃保温3～5h，空冷。MB8：280～320℃保温2～3h，空冷。若退火温度过高，例如MB8合金超过400℃，则由于聚集再结晶，晶粒粗大，合金的力学性能及抗腐蚀性能降低。Mg-Mn系合金铸造性能差，收缩率大，有形成热裂纹倾向，故现在工业中不在应用Mg-Mn系铸造合金。

3.5.2高强变形镁合金

表3-22～表3-24为两种合金典型力学性能的比较。

3.5.2高强变形镁合金

（2）Mg-Al-Zn系合金此合金系包括变形镁合金MB2、MB3、MB5、MB6、MB7、及铸造合金ZM5。这些合金的主要成分及力学性能列入表3-25。

3.5.2高强变形镁合金

对于变形合金，为保证其良好的工艺塑性，通常合金化程度较低，杂质含量控制较严。我国的MB2和MB3合金的含铝量均在5％以下，含锌量约为1%。MB2和MB3合金的组织为α+Mg17Al12，因合金化程度低，故不能热处理强化，一般在热加工或退火状态下使用。其退火规程如下。MB2:280～350℃，保温3～5h，空冷。MB3:250～280℃，保温0.5h，空冷。

3.5.2高强变形镁合金

（3）Mg-Zn-Zr系合金此系的高强镁合金所含合金牌号较多，其中变形合金有MB15、MB22、MB25等。我国的MB15合金含有5.0%～6.0%Zn、0.3%～0.9%Zr和约0.1%Mn，与国外的MA14、ZK60A的成分相近。在航空工业中主要用于制作受力较大的零件，如机翼长桁、翼肋、摇臂等。

3.5.2高强变形镁合金

MB15合金可进行热处理强化，有两种热处理方式：①挤压变形或锻造后直接进行人工时效；②淬火＋人工时效。两种处理所得性能在强度上相差不多，后者的塑性低一些。所以，在实际生产中一般采用前一种热处理方式。只在个别情况下，应用T6状态。

3.5.2高强变形镁合金

MB15的平衡组织为α+MgZn，在淬火前加热到大约400℃左右，MgZn相就已基本溶入α固溶体内。但晶内因锆偏析而析的锆质点，却需要加热到更高的温度才能完成固溶过程。为了获得最大过饱和度，合金的淬火温度大多选择在500～525℃之间，温度再高，会引起过烧(MB15合金的过烧温度在530℃附近)。人工时效过程中的性能变化见图3-21，时效温度一般为150～170℃。

3.5.2高强变形镁合金

3.5.2高强变形镁合金

高温淬火造成晶粒长大，故相应塑性较差。反之，在热加工后直接时效，则可避免这种毛病。因MB15合金的加工温度为300～400℃，在此温度下合金中强化相已大部分溶入基体，空冷后已能获得相当的过饱和度。另外，MB15合金中含锆，锆能强烈细化晶粒，并能降低合金中原子的扩散能力，提高再结晶温度。因此，在300～400℃挤压的棒材或型材具有细晶粒组织，人工时效后可得到比较高的综合性能。

3.5.2高强变形镁合金

生产中采用直接人工时效规程如下。MB15合金挤压棒材、型材：（175±5℃）时效10h。MB15合金锻件、模锻件：（160±10℃）时效24h。

3.5.2高强变形镁合金

3.5.3耐热变形镁合金

变形镁合金按耐热性和允许使用的温度范围，可以分为以下三类。①长期工作(>100h)温度不超过125～150℃的，包括Mg-Mn、Mg-AI-Zn系和Mg-Zn-Zr系合金。

②长期工作温度不超过200℃的，有Mg-Mn-Ce系和Mg-Mn-Al-Ca系合金。

③长期工作温度可达250～300℃的合金系，如Mg-Nd-Mn、Mg-Nd-Zr、Mg-Th-Mn及Mg-Th-Zn-Zr。实验丧明，提高镁合金耐热性比较显著的元素是钕、钍、钇、钪、锰等，其中钇、钪在镁合金中有相当大的溶解度（分别15.5%和25.9%），相变温度较高，改善合金高温短时强度作用比较突出，但对持久和蠕变性能影响较小。钍的作用则相反，能急剧增加合金的蠕变抗力，但对常温及高温的短时强度提高较小。钕按其作用与钇、钍相比则占据中间情况。在Mg-Th或Mg-Nd基础上，添加锰，则对改善持久和蠕变性能有显著效果，但对短时强度性能影响不大。

3.5.3耐热变形镁合金

在Mg-Nd系合金中，可利用Mg9Nd的沉积作用。当过饱和固溶体脱溶，在180～260℃范围内存在β介稳定相沉淀强化。

MA12合金属Mg-Nd-Zr系。添加锆主要是为了细化晶粒，从而改善材料的热加工塑性，同时对常温及高温短时性能有一定的作用。Mg-Th系合金中钍（Th）能提高合金的抗蠕变性，这与沉淀强化相Mg23Th、Mg3Th6在晶内及晶界不连续分布有关。

3.5.3耐热变形镁合金

3.5.4超轻镁合金

Mg-Li系合金是最有代表性的超轻高比强合金。其体积密为1.30～1.65g/cm3。比常用镁合金轻10%～30%。这类合金在性能上的优点主要是：强度较高（特别是压缩屈服强度），塑性和韧性好（包括低温塑性），缺口敏感性小。此外，还有优良的加工和焊接性能。合金主要应用于航空和民用领域，如计算机壳体材料、环形组件的外罩、加速箱箱体材料和导弹发射装置上部分瞄准装置材料、人造卫星及航空器部件。根据含量和合金组织的不同，Mg-Li系合金可以分以下三类。①含5.5%Li以下的合金，其组织为锂在密排六方晶格镁中的α固溶体。②含5.5%～10.2%Li的合金，其组织为α固溶体及不规则的片状β相。③含10.2%Li以上的合金，全部由β固溶体的晶粒组成。β固溶体为体心立方晶格，有比密排六方晶格的相更高的冷变形和热变形能力，变形量允许达到50%～60%。

3.5.4超轻镁合金

图3-27示出Mg-Li合金力学性能与成分的关系。可见，在α相固溶度以内，强度变化不大。当锂含量增大，在组织中出现较软的β相时，合金的强度下降，塑性