镁合金的成分组织和性能介绍.ppt

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Kattamis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 图2-11 AZ80板条状β相形貌 图2-12 轧制AM60的组织形貌 2．4．2 变形镁合金性能 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； 变形镁合金产品压缩屈服强度低于其拉伸屈服强度，即σc：σt≈0.5～0.7，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，平行于沿{10-10}Mg和{11-20}Mg平面的0001Mg方向。 表2-14 镁合金的时效沉淀相 2．5．1 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α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。 必威体育精装版的研究表明：AZ91镁合金析出相有三种形态：I类板条状、Ⅱ类六角棱柱状、Ⅲ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位错在基面上的滑移，时效强化效果欠佳。 相反，由于第Ⅱ类与基面正交，第Ⅲ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β析出相形貌 2．5．2 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G．P．区→β/→β(MgZn)。在110℃以上，不形成G．P．区，而是?→β/→β(MgZn)。 β/ 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