镁合金力学性能强化的几种途径

对近几年镁合金力学性能强化的研究进行了总结，主要途径归纳为三个方面， 一是热处理，二是合金化，三是加工工艺。

镁及镁合金是目前最轻的金属结构材料,具有密度低、比强度和比刚度高的特点,而且还具有优良的阻尼性能、较好的尺寸稳定性和机械加工性能及较低的铸造成本。广泛应用于航空航天、汽车和电子等行业。但是,镁合金密排六方的晶体结构及较少的滑移系决定了其塑性变形能力较差,所以应该用一些方法来提高其力学性能，本文就近几年镁合金力学性能方面的研究进行总结，并提出建议。

1.镁及其合金的力学性能

镁是一种二价的碱金属元素，属于密排六方晶系，这种密排六方结构使之在力学和物理性能方面表现出强烈的各向异性。纯镁象其他纯金属一样，表现出相对低的强度。其弹性模量E=45GPa，切变模量K=17GPa，比弹性模量E/ρ=25GPa。因此必须用其他元素进行合金化以获得所需要的性能。目前主合金元素是Al、Zn 和Re等，这些合金元素使镁合金得到不同程度的强化。变形镁合金主要通过热变形和冷变形来提高强度。热处理是提高镁合金力学性能的重要途径。另外其他一些工艺或处理也能有效提高镁合金的力学性能，如颗粒增强复合材料、半固态铸造和熔体热速处理、表面处理等。

2 强化途径

A.    热处理

a. 铸造镁合金的热处理

铸造镁合金的室温和高温力学性能强化途径有固溶处理和失效处理[1]。对某高锌镁合金Mg-Zn-Al-RE进行热处理[2]，固溶处理温度340℃,保护剂为硫铁矿石,保温时间20 h,热水淬火,淬火介质采用70～75℃热水;时效处理温度180℃,保温时间10h,出炉空冷。经固溶及时效处理后,合金的相成分主要为α-Mg,还有含微量稀土的其它固溶强化三元相。其中比较典型的固溶强化相有Ф相Al2Mg5Zn2和τ相Mg32(Al,Zn)49这些强化相的弥散存在可以提高基体的力学性能。

热处理工艺对镁合金力学性能影响很大。文献[4]研究了热处理温度对快速凝固Mg-9Al-1Zn-0.2Mn带材的组织和性能的影响规律，认为低于200℃时，随温度的升高，Mg17Al12粒的长大，从而提高了性能。另外热处理工艺对镁合金的疲劳裂纹扩展行为也有很大影响。

b. 变形镁合金的热处理

热处理可使变形镁合金得到一定程度的强化。对AZ91进行研究[6]。可以发现，

AZ91压态时硬度为77HB．在413℃x16h或24 h固容后硬度下降到62HB．固加热过程使得挤压后的晶粒发生长大和析出相的溶解而降低固溶强化效果．固溶后硬度值有所下降。AZ91镁合金同溶态与挤压态相比抗拉强度变化不大，基本上维持存320 MPa，但伸 率则南1O％大幅度地增加到l5％；时效硬度峰值时的抗拉强度提高到375 MPa，与固溶态相比有一定的提高，但伸长率较大幅度地降低为6％。均匀化退火可使变形镁合金AZ31和AZ61伸长率明显提高，且合金热扎态呈准解理断裂，退火后变为韧性断裂。

c. 合金化

镁通过合金化可以使其性能得到强化,如常温力学性能、高温力学性能、耐蚀性能、耐磨损性能等。固溶强化是由合金元素(溶质)在金属基体(熔剂)中溶解度的大小决定的,并决定固溶体的类型。析出强化、弥散强化则是由溶质与熔剂形成的化合物的结构所决定的。而影响固溶体和金属化合物结构的主要因素通常由原子尺寸因素、负电性因素、电子浓度因素及晶体结构因素等所左右。

(1) Sb:在AZ91镁合金中加入Sb,加入量为0.1% ~1.4%,当Sb含量从0上升到 0.35% 时, 合金的屈服强度室温下由106MPa提高至172MPa, 提高了62%, 而在

150 ℃温度下由99MPa提高至138MPa, 提高了近40%, 同时无论在室温下还是

150℃温度下,合金的塑性均有所下降,但幅度很小.而当合金中Sb含量超过0.

7%后,屈服强度不再上升,而塑性下降趋势加大.另外,对于不含Sb的合金,它的蠕变寿命只有267 h,而加有0. 35% Sb的合金其蠕变寿命则提高到589 h,比未加Sb的合金寿命提高了121 %。所以加入适量的Sb可以提高合金的室温和高温强度,尤其是抗高温蠕变性能得到了大幅度的提高.但是合金的含Sb量应限制在0. 5%左右.加入Sb之所以可以提高镁合金的力学性能,是因为在合金中产Mg3Sb2的颗粒相,这种相热稳定性好,弥散分布在合金中主要起到弥散强化的作用,弥补了Mg-Al合金中强化相Mg17Al12的不足。

(2) Sn:在AZ91镁合金中加入Sn,室温下对合金的强化作用不是非常显著,随Sn含量的增加,合金强度有所提高,但上升幅度不大.而温度为150℃时, Sn的强化作用变得十分突出.且强度峰值出现在含Sn量0.5%时,屈服强度由不含Sn时的70MPa上升至130MPa,上升了86%,抗拉强度则由170MPa上升至230MPa,上升了35%。在合金强度提高的同时,塑性有所下降,但由于Sn加入量少,对合金塑性影响也较小.加入Sn之所以能够提高合金的强度,是因为,有效地强化了基体,增加了合金的热稳定性在合金中形成了高熔点的Mg2Sn颗粒相,这种相在低于250℃的温度区间内稳定性较高。

(3) Bi：在AZ91镁合金中加入B,i室温下加入量为2%时,合金的强度达到最大值,屈服强度由未加Bi时的150MPa上升至170MPa,上升了13%。抗拉强度由未加

入Bi时的200MPa上升至240MPa,上升了20%。并且在这个范围内伸长率降低比较缓慢。而当Bi含量大于2%后,伸长率急剧下降,强度也从最高值转而下降。Bi对AZ91合金的强化作用并不因温度的升高而消失,在150℃、250℃短时拉伸中,其屈服强度均有明显提高。此外, Bi的加入提高了合金的持久寿命。在150℃、70MPa拉力作用下,对于不含Bi的AZ91合金,其持久寿命为95 h,而含2 % Bi的AZ91合金,其持久寿命达到134 h,提高了近50%。Bi在镁中是一个典型的具有沉淀强化作用的元素,当Bi加入量大于1%时,合金显微组织中就会出现致密的Mg3Bi2颗粒相,此相显微硬度高,熔点也远高于镁基体, Bi的加入,能够提高镁合金的强度,改善镁合金的耐热性能[10]。

（4）Nd:在AZ91镁合金中加入Nd,合金的力学性能会得到强化,其原因为：① 向ZM5合金中加入稀土Nd使合金组织得到有效细化,当Nd的质量分数为2%时细化组织的效果显著。② 稀土元素与AZ91中的Mg与Al在铸态阶段和固溶处理后都形成了弥散的强化相。如Mg12Nd等,这些相无论是强度、抗腐蚀性、硬度等方面都远优于AZ91基体中的Mg17Al12强化相。而且稀土元素对Mg的消耗也相应减少Mg17Al12相的生成也是细化组织的一个重要方面[11]。在铸造镁合金Mg-6Al加入6％的Nd,由于减少了Mg-Al基体，增加了A11lNd3 和 Al2Nd相，其屈服强度和伸长率都得到了改善。

B. 加工工艺

a.表面机械加工处理法

表面机械加工处理法可以在金属表面形成一层纳米晶组织,这就便于在镁合金表面引入硬度高、耐蚀性强的元素,在合金表面得到性能优异的强化层。这一强化层与基体之间有一个梯度分布,因而结合牢固,不易脱落,相比于其它表面处理得到的强化层有较高的使用寿命。喷丸法属于表面机械加工中很有效的一种处理方法,利用喷丸法进行表面强化处理,不仅可以提高表面强度,而且能使表层与基体之间形成一层残余压应力,这可以大大提高材料的抗疲劳性能,增强镁合金作为结构材料的强度,增加其使用寿命。镁合金经过喷丸处理后,表面形变层存在较大的残余压应力。X射线衍射峰半高宽测量结果也已证实,喷丸处理可造成样品表层晶粒细化、点阵畸变和位错密度增高,即发生明显的显微组织强化效应。这可以有效提高材料表层的屈服强度。

c. 动态塑性变形

近年来对镁合金室温动态力学性能研究主要集中在商用AZ系列合金上，对ZK 系列及变形强化镁合金有少量涉猎。文献[14]研究了3种锻造镁合金(AZ31B、AZ61A、ZK60A)的动态拉伸性能与断裂行为，初步结果表明在变形过程中，镁合金抗拉强度随着应变率的增加而增加，具有正应变率敏感效应，正应变率效应可使镁合金在变形过程中吸收更多能量。刘长海[15] 研究了AZ31镁合金的动态力学