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第五章镁合金的热处理
第5章镁合金的热处理
热处理是改善或调整镁合金力学性能和加工性能的重要手段。
镁合金的常规热处理工艺分为退火和固溶时效两大类。
其中一些热处理工艺可以降低镁合金铸件的铸造内应力或淬火应力,从而提高工件的尺寸稳定性。
镁合金能否进行热处理强化完全取决于合金元素的固溶度是否随温度变化。
当合金元素的固溶度随温度变化时,镁合金可以进行热处理强化。
根据合金元素的种类,可热处理强化的铸造镁合金有六大系列,即Mg-A1-Mn系(如AM100A)、Mg-A1-Zn系(如AZ63A、AZ81A、AZ91C和AZ92A等)、Mg-Zn-Zr系(如ZK51A和ZK6A等)、Mg-RE-Zn-Zr系(如EZ33A和ZE41A)、Mg-Ag-RE-Zr系(如QE22A)和M-Zn-Cu系(如ZC63A);可热处理强化的变形镁合金有三大系列,即Mg-Al-Zn系(如AZ80A)、Mg-Zn-Zr系(如ZK60A)和Mg-Zn-Cu系(如ZC71A)。
某些热处理强化效果不显著的镁合金通常选择退火作为最终热处理工艺。
镁合金热处理的最主要特点是固溶和时效处理时间较长,其原因是因为合金元素的扩散和合金相的分解过程极其缓慢。
由于同样的原因,镁合金淬火时不需要进行快速冷却,通常在静止的空气中或者人工强制流动的气流中冷却。
5.1热处理类型和选择
镁合金基本热处理类型的符号见表2-7。
铸造镁合金和变形镁合金都可以进行退火(T2)、人工时效(T5)、固溶(T4)以及固溶加人工时效(T6、T61)处理,其热处理规范和应用范围与铸造铝合金的基本相同。
镁合金的扩散速度小,淬火敏感性低,从而可以在空气中淬火;个别情况下也可以采用热水淬火(如T61),其强度比空冷T6态的高。
绝大多数镁合金对自然时效不敏感,淬火后能在室温下长期保持淬火状态。
同时镁合金的人工时效温度也比铝合金的高,达到448~523K。
另外,镁合金的氧化倾向比铝合金大,因此加热炉中应保持中性气氛或通人保护气体以防燃烧。
此外,镁合金还可以进行氢化处理改善组织和性能。
镁合金热处理类型的选择取决于镁合金的类别(即铸造镁合金或变形镁合金)以及预期的服役条件。
固溶处理可以提高镁合金强度并获得最大的韧性和杭冲击性;固溶处理后人工时效能提高镁合金的硬度和屈服强度,但是略降低其韧性;没有进行预固溶处理或退火的人工时效可以消除铸件的应力,略微提高其抗拉强度;退火可么显著降低镁合金制品的抗拉强度并增加其塑性,对某些后续加工有利。
此外,在基本热处理工艺上进行适当调整后发展起来的一些新工艺,可以应用于某些特殊镁合金,从而获得所期望的性能组合.例如,延长某些镁合金铸件的时效时间可以显著提高其屈服强度,但会降低部分塑性。
表5-1列出了多种铸造和变形镁合金的常规热处理类型。
表5-1镁合金的常规热处理类型[1]
5.1.1完全退火
完全退火可以消除镁合金在塑性变形过程中产生的加工硬化效应,恢复和提高其塑性,以便进行后续变形加工。
几种变形镁合金的完全退火工艺规范见表5-2.通常,这些工艺可以使镁合金制品获得实际可行的最大退火效果。
对于MB8合金,当要求其强度较高时,退火温度可定在533~563之间;当要求其塑性较高时,退火温度可以稍高一些,一般可以定在593~623之间。
表5-2变形镁合金完全退火工艺[2]
由于镁合金的大部分成形操作在高温下进行,一般处理对其进行完全退火处理
5.1.2去应力退火
去应力退火既可以减小或消除变形镁合金制品在冷热加工、成形、校正和焊接过程中产生的残余应力,也可以消除铸件或铸锭中的残余应力。
5.1.2.1变形镁合金的去应力退火
表5-3列出了变形镁合金去应力退火工艺,这些去应力退火工艺可以最大程度地消除镁合金工件中的应力。
如果将镁合金挤压件焊接到镁合金冷轧板上,那么应适当降低退火温度并延长保温时间,从而最大限度地降低工件的变形程度,例如应选用423K/60min退火而不采用533K/15min。
表5-3变形镁合金的去应力退火工艺[1]
注:
只有含铝且大于1.5mass.%的合金在焊接后需要去应力退火来防止应力腐蚀开裂。
国内牌号变形镁合金常用的去应力退火工艺见表5-4。
表5-4变形镁合金常用的去应力退火工艺[2]
5.1.1.2铸造镁合金的去应力退火
凝固过程中模具的约束、热处理后冷却不均匀或者淬火引起的收缩等都是镁合金铸件中出现残余应力的原因。
镁合金铸件中的残余应力一般不大,但是由于镁合金弹性模量低,因此在较低应力下就能使镁合金铸件产生相当大的弹性应变。
因此,必须彻底消除镁合金铸件中的残余应力以保证其精密机加工时的尺寸公差、避免其翘曲和变形以及防止Mg-A1铸造合金焊接件发生应力腐蚀开裂等。
此外,机加工过程中也会产生残余应力,所以在最终机加工前最好进行中间去应力退火处理。
镁合金铸件的去应力退火工艺见表5-5,所有工艺都可以在不显著影响力学性能的前提下彻底消除铸件中的残余应力。
表5-5镁合金铸件的去应力退火工艺[1]
5.1.3固溶和时效
5.1.3.1固溶处理
镁合金经过固溶淬火后不进行时效可以同时提高其抗拉强度和伸长率。
由于镁合金中原子扩散较慢,因而需要较长的加热(或固溶)时间以保证强化相充分溶解。
镁合金砂型厚壁铸件的固溶时间最长,其次是薄壁铸件或金属型铸件,变形镁合金的最短。
Mg-A1-Zn合金经过固溶处理后Mg17Al12相溶解到基体镁中,合金性能得到较大幅度提高。
L.M.Peng等研究了固溶处理对添加了稀土元素的AM60B合金显微组织和力学性能的影响。
结果表明含有稀土元素的AM60B合金的显微组织由α-Mg固溶体、棒状Al11Er3相、粒状Al10Ce2Mn7,相以及网状和(或)岛状Mg17Al12相组成。
该合金分别经过683K下20h、35h和50h固溶处理后合金中的Mg17Al12相溶入基体镁中,但是稀土化合物Al11Er3和Al10Ce2Mn7相不溶解,只是其形貌稍有改变。
5.1.3.2人工时效
部分镁合金经过铸造或加工成形后不进行固溶处理而是直接进行人工时效。
这种工艺很简单,也可以获得相当高的时效强化效果。
特别是Mg-Zn系合金,重新加热固溶处理将导致晶粒粗化,从而通常在热变形后直接人工时效以获得时效强化效果,具体内容见本书5.5.2节。
5.1.3.3固溶处理+人工时效
固溶处理后人工时效(T6)可以提高镁合金的屈服强度,但会降低部分塑性,这种工艺主要应用于Mg-Al-Zn和Mg-Er-Zr合金。
此外,含锌量高的Mg-Zn-Zr合金也可以选用T6处理以充分发挥时效强化效果。
例如,ZM5合金(Mg-Al-Zn系)的固溶处理温度为683~'688K,保温时间为8~20h。
保温时间的长短根据晶粒尺寸和工件尺寸大小来确定。
高铝低锌镁合金晶粒长大倾向严重,其时效温度为458~473K,低温时效时基体晶粒中会析出细小的沉淀相,提高合金的屈服强度而降低其塑性。
进行T6处理时,固溶处理获得的过饱和固溶体在人工时效过程中发生分解并析出第二相。
时效析出过程和析出相的特点受合金系、时效温度以及添加元素的综合影响.情况十分复杂。
目前,对镁合金时效析出过程的了解还不十分清楚。
典型镁合金的时效析出相见表5-6。
表5-6典型镁合金的时效析出相[4]
5.1.3.4热水中淬火+人工时效
镁合金淬火时通常采用空冷,也可以采用热水淬火T61来提高强化效果。
特别是对冷却速度敏感性较高的Mg-RE-Zr系合金常常采用热水淬火。
例如,Mg(2.2~2.8)%Nd-(0.4~1.0)%Zr-(0.1~0.7)%Zn合金经过T6处理后其强度比相应的铸态合金高(40~50)%而T61处理后可以提高(60~70)%,且伸长率仍保持原有水平。
表5-7列出了镁合金铸件和变形制品推荐采用的固溶和时效处理工艺。
表5-7镁合金铸件和变形制品推荐采用的固溶和时效工艺[1]
注:
适于截面厚度≤50mm的铸件,截面厚度>50mm的铸件在同一温度下的保温时间更长
5.1.4二次热处理[1]
通常情况下,当镁合金铸件经热处理后其力学性能达到了期望值时,很少再进行二次热处理。
不过,如果镁合金铸件热处理后的显微组织中化合物含量过高,或者在固溶处理后的缓冷过程中出现了过时效时,就要求进行二次热处理。
大部分镁合金在二次热处理时晶粒不易过分长大。
为了防止晶粒过分长大,Mg-Al-Zn合金进行二次热处理时的固溶时间应该限制在30min以内(假设在前面热处理过程中铸件的厚截面部分已充分固溶)。
5.1.5氢化处理[5]
氢化处理可以显著提高Mg-Zn-RE-Zr合金的力学性能。
在Mg-Zn-RE-Zr合金中,粗大块状的Mg-Zn-RE化合物沿晶界呈网状分布,这种合金相十分稳定,很难溶解或破碎。
Mg-Zn-RE-Zr合金在氢气中进行固溶处理(753K左右)时,H2沿晶界向内部扩散,并与偏聚于晶界的MgZnRE化合物中的RE发生反应,生成不连续的颗粒状稀土氢化物。
由于H2与Zn不发生反应,从而当RE从MgZnRE相中分离出来后,被还原的Zn原子溶于α固溶体中,导致固溶体中锌过饱和度增加。
Mg-Zn-RE-Zr合金时效后在晶粒内部生成了细针状的沉淀相(β”或β’)且不存在显微疏松,从面合金强度显著提高,伸长率和疲劳强度也明显改善,综合性能优异。
表5-8列出了ZM8合金氢化处理前后的力学性能。
表5-8ZM8合金氢化处理前后的力学性能
由于H2在镁中的扩散速度小,因此Mg-Zn-RE-Zr合金厚壁件的氢化处理时间极长。
例如,ZE63合金(Mg-5.8%Zn-2.5%RE-0.7%Zr,与ZM8相当)在753K和latm(101325Pa)下H2的渗入速度仅为6mrn/24h,平均每4h渗人1mm。
增加H2的压力可以提高渗入速度,但是由于氢化物的形成速度很慢,所以氢化处理通常只适用于薄壁件。
5.2热处理工艺参数的影响[1,6,7]
工件尺寸和截面厚度、工件尺寸与炉膛体积容量的比例关系以及铸件在炉膛中的放置方式等都是影响金属热处理工艺的主要因素,对镁合金铸件也不例外。
5.2.1截面厚度
表5-7列出的热处理时间对中等截面厚度的镁合金铸件在正常装炉量下进行热处理时比较理想。
厚截面(50mm以上)镁合金铸件的固溶时间应该适当延长,通常是同一固溶温度下保温时间的2倍。
例如,AZ63A铸件常用的固溶工艺是658K/12h,但是当截面厚度超过50mm时,宜采用658K/25h。
类似地为了防止AZ92A铸件中晶粒的过分长大,宜选用的固溶处理工艺是678K/6h和678K/10h;但是当铸件截面厚度超过50mm时,宜采用678k/19h的固溶处理工艺。
通过观察镁合金铸件厚截面处中心的显微组织可以判断固溶时间是否合适。
如果铸件截面中心的显微组织中化合物含量少,那么说明铸件已进行充分热处理。
5.2.2加热温度和保温时间
目前,镁合金件厚度与固溶加热时间的关系尚未完全确定。
由于镁合金的热导率高面且体积比热容低,因此可以很快达到保温温度。
通常是先装炉,当装满工件的炉子升温至规定温度时开始计算保温时间。
影响保温时间的因素很多,主要有加热炉的种类和容积、装炉量、工件的尺寸和截面厚度,以及工件在炉内的排列方式等。
当炉子容积较小,且装炉量大、工件尺寸较大且截面厚度大于25mm时,必须考虑适当地延长保温时间。
从图5-1~图5-4中的数据可以看出,镁合金的力学性能随着表5-7中热处理时间和温度的变化在很宽范围内发生变化。
虽然QE22A-T6的试棒经过813K/4h固溶处理后可以获得最高的力学性能,如图5-1所示,但是经过798K(980°F)固溶处理后铸件由于塌陷而产生的变形比前者小。
在813K以上固溶时还存在局部重熔的危险。
图5-2时效时间和温度对QE-T6合金拉伸性能的影响[1]
圆棒试样,由Φ25mm的铸造试棒加工而成
1ksi=6894.76kPa
图5-3时效时间和温度对AZ63A和AZ92A砂铸件屈服强度的影响
1ksi=6894.76kPa
5.2.3装炉状态
装炉前必须将镁合金工件表面的粉尘、细屑、油污和水汽等清除干净,保证表面清洁和干燥,特别是高温固溶处理时要尤为注意。
由于不同镁合金的熔点不同,因此同一炉次只能装一种合金。
镁合金工件必须在炉内排列整齐,且相邻工件间应预留足够的空隙,以便于热风流通,保证温度均匀性。
图5-4时效时间对WE54A-T6合金硬度和拉伸性能的影响[1]
时效温度为523K,圆棒试样,从25mm厚的砂型铸板上截取加工而成
1ksi=6894.76kPa
相邻工件间应预留足够的空隙,以便于热风流通,保证温度均匀性。
5.3热处理设备和质量控制[1,5,7]
5.3.1热处理设备
通常使用电炉或燃气炉对镁合金进行固溶处理和人工时效,炉内需要配备高速风扇或者其他可用来循环气体以提高炉温均匀性的装置,炉膛工作区的温度波动必须控制在±5K范围内。
加热炉同时需要配置可靠性高的超温断电装置和报警系统。
由于固溶处理的保护气氛中有时含有SO2,从而使用气密性好且有保护气体人口的炉子比较合适。
此外,热处理炉内还必须装有足够的热电偶,以便能连续、实时地测量炉温,炉内任何一点的温度都不能超过最高允许温度。
热源必须屏蔽良好,以免镁合金工件因受热辐射而产生局部过热。
在使用不锈钢作屏蔽装置时,必须避免加热过程中钢件的氧化皮落在镁合金工件上,否则会导致工件腐蚀。
镁合金在热处理时较少采用盐浴,禁止使用硝盐。
5.3.2热处理质量控制
5.3.2.1装炉温度
Mg-Al-Zn系合金在进行固溶处理时,应该在533K左右装炉,然后缓慢升温至合适的固溶温度以防止共晶化合物发生熔化而形成熔孔。
从533K升温至固溶温度所需的时间取决于装炉量,工件的成分、尺寸、质量和截面厚度等,通常为2h。
其他所有可以热处理强化的镁合金可分别在固溶温度和时效温度下装炉,保温适当时间后在静止的空气中冷却。
5.3.2.2温度控制
镁合金在热处理时对温度控制精度的要求较为严格,固溶处理时允许的最大温度波动范围为士±5K。
因此,需要精确控制热处理炉的炉温并保证其温度分布均匀,同时要求炉子具有良好的密封性。
5.3.2.3变形控制
镁合金在加热时强度会降低,从而工件在自重作用下容易变形。
同时,工件中的应力在加热过程中被逐步释放或消除,也可能导致镁合金工件弯曲口镁合金工件的变形或弯曲在很大程度上受工件尺寸、形状和截面厚度的影响。
因此,需要根据这些因素和工件尺寸精度的要求,采用合适的支撑方法或选择适当的放置位置来减轻或消除镁合金工件的变形。
有时,人们采用专门的夹具和支架来防止工件变形。
不论采取何种措施,都不应该影响工件周围的热循环。
采用夹具等措施虽然能够减小工件的弯曲和变形,但是某些镁合金铸件在热处理后仍然需要矫直。
在固溶处理后人工时效前进行矫直比较合适。
5.3.2.4淬火介质
镁合金固溶体的分解速率小,因而固溶处理后通常需要在静止的空气中淬火。
如果是厚截面工件且装炉密度大,那么宜选择人工强制气冷.QE22A合金例外。
QE22A合金在333~368K下水淬可以获得最佳的力学性能,但是其工件会因剧烈的水淬而变形,因此可以选择冷却速度高于3K·S-1的空冷淬火口镁合金工件选用乙二醇或者油作为淬火介质时可以获得良好的力学性能,同时工件变形程度小。
表5-9列出了不同淬火介质对QE22A-T6合金平均拉伸性能的影响。
表5-9不同淬火介质对QE22A-T6合金平均拉伸性能的影响[1]
σ0.2。
标距50mm内。
用Φ25mm的铸造试棒加工而得的圆棒试样测得各性能值。
用铸件加工而得的圆棒试样测得各性能值。
5.4热处理用保护气氛[1,5,7]
5.4.1使用保护气氛的必要性
通常,镁合金进行固溶处理时都使用保护气氛。
根据镁合金铸件热处理操作的有关标准,当固溶温度超过673K时必须使用保护气氛,以防止镁合金铸件表面氧化(表面氧化严重时铸件的强度会降低)和燃烧。
保护气体在热处理炉内循环流动,其循环速率要快,以便所有工件的温度分布均匀一致,其中最小循环速率随热处理炉设计和实际装炉情况的不同而变化。
5.4.2保护气氛的种类和选择
SF6、SO2和CO2是镁合金热处理时最常用的三种保护气氛。
此外,某些惰性气体(如Ar、He等)也可用作保护气氛,但因其成本高而很少实际应用。
SO2可以是瓶装的,也可以随炉加人一些黄铁矿(FeS2),每立方米炉膛容积加人1~2kg,加热时黄铁矿分解放出SO2气体。
CO2可以是瓶装的,也可以从燃气炉中的循环气体中获得。
CO2与(0.5~1.5)Vol.%SF6组成的混合气体可以防止镁合金在873K以上发生剧烈燃烧。
在镁合金没有熔化的情况下,体积分数为0.7%(最小0.5%)的SO2可以防止镁合金在838K下剧烈燃烧一,体积分数为3%的CO2可以防止其在783K下燃烧,体积分数为5%的CO2可以在813K左右为镁合金提供保护。
SF6具有无毒、无腐蚀性的优点,但是其价格远高于SO2或CO2,SO2也比等体积的CO2贵得多,但是由于保护气氛中SO2的体积分数只是CO2体积分数的1/6,从而使用SO2瓶装气体作为保护气氛成本也较低。
如果使用燃气炉,则可以循环利用燃烧气体制备保护气氛,此时使用CO2成本较低。
由于SO2会形成腐蚀性的硫酸,对炉中设备有腐蚀作用,所以使用SO2作为保护气氛时要求经常清理沪子的控制和夹紧装置并更换炉子部件。
SO2对铝合金也有腐蚀作用,因此不能在镁合金热处理沪中处理铝合金。
如果确实需要在同一炉膛中处理镁、铝合金,则应使用CO2保护气体。
5.5镁合金的热处理
5.5.1Mg-Al系
Mg-Al二元合金的时效析出过程为α→β(Mg17Al12),即从过饱和固溶体中直接析出稳定性较高的β相。
β相可以在晶粒内连续析出,也可以在晶界上不连续析出,形成球状或网络状组织。
向Mg-Al二元合金中添加Zn元素后形成Mg-Al-Zn三元合金(如AZ91),由于Zn含量比Al含量低,从而Mg-Al-Zn合金的基本时效析出过程与Mg-A1二元合金相同,并且由于锌的作用使得Mg-Al-Zn合金的时效过程比Mg-Al合金更显著,时效强化效果更好。
不同时效处理工艺下AZ91合金的时效硬化曲线如图5-5所示。
长时间均匀化退火可以消除镁合金铸锭中的枝晶偏析和内应力,提高其塑性。
Mg-Al-Zn系合金铸锭的均匀化退火工艺见表5-10。
由于Al、Zn等合金元素的扩散速率十分小,因此Mg-Al-Zn系合金达到平衡状态所需的均匀化退火时间很长(MB15合金为693K/60h均匀化退火)。
长时间加热将导致镁合金铸锭表面严重氧化,所以很多情况下Mg-Al-Zn系合金铸锭可以不进行均匀化处理而直接进行热变形。
Mg-Al-Zn系合金常用的热处理工艺见表5-11。
图5-5AZ91合金的时效硬化曲线[4]
表5-10Mg-Al-Zn系合金铸锭的均匀化退火工艺
表5-11Mg-Al-Zn系合金常用的热处理工艺
MB2、MB3和MB5合金中的合金元素含量较低,Mg17Al12,强化相数量较少,所以无法通过热处理强化。
这些合金的惟一热处理方式是退火。
MB6和MB7合金中的合金元素含量较高,强化相数量较多,可以进行热处理强化。
5.5.2Mg-Zn系
Mg-Zn合金的时效析出过程比较复杂,分为四个阶段,即α→G.P.区→β1’→β2’→β,其中析出β1’相时合金强度最高.Mg-Zn合金可以通过低温预时效形成G.P.区,在较高温度时效得到微细的棒状β1’相,但是G.P.区硬化效果不明显。
由于β1’析出相周围的界面产生共格应变,使析出强化更显著。
向Mg-Zn合金中添加微量稀土元素具有抑制品β1’相析出的作用,从而推迟过时效。
Mg-Zn合金添加Cu可以提高β1’相和β2’相的析出密度,增强时效强化效果,提高合金的高温强度。
Mg-Zn二元合金的晶粒粗大,力学性能低,在生产实际中很少应用。
向Mg-Zn合金中添加少量Zr后能显著细化晶粒,提高合金强度。
Mg-Zn-Zr系合金(如MB15)是目前应用最多的变形镁合金之一。
MB15合金的热处理强化方式有两种,分别为热变形+人工时效和固溶处理+人工时效,两种方法处理后合金的强度相差不大,但是固溶处理+人工时效态的塑性比热变形+人工时效态的低,因此生产实际中一般采用热变形后直接人工时效的工艺,只在个别情况下才选择先固溶处理后人工时效的工艺。
MB15合金的热处理工艺见表5-12。
表5-12MB15合金的热处理工艺
有研究表明,Mg-Zn合金中添加Ca后可以形成高熔点的化合物,从而提高合金的高温性能。
此外,Ca还具有细化晶粒的作用,提高Mg-Zn合金的可加工性,同时通过在表面形成保护性氧化膜来提高合金的抗蚀性。
Ca2Mg6Zn3相是Mg-Zn-Ca三元合金在凝固初期形成的主要枝晶间相。
Mg-6mass%Zn-(0.1~0.3)mass.%Ca合金的显微组织中含有MgZn析出相和沿晶界形成的Ca2Mg6Zn3相。
在含钙量高的合金[Mg-6mass%Zn-(0.5~0.7)mass.%Ca合金]中只含有沿晶界形成的Ca2Mg6Zn3相。
与Mg-Zn二元合金相比,Mg-Zn-Ca合金的时效强化效果减弱,并随钙含量的增加而减小。
5.5.3Mg-Mn系
Mg-Mn合金的时效析出过程为:
α→α-Mn(立方晶),中间没有生成亚稳相,其中α-Mn相呈棒状。
由于Mg与Mn不形成化合物,因此固溶体中析出的α-Mn相实际上是纯Mn,强化作用很小,因此Mg-Mn系合金没有明显的时效强化效果。
通常在Mg-Mn合金中添加一些Al以形成MnAl、MnAl6和MnAl4等化合物相粒子,它们在时效过程中析出后起强化作用。
Mg-Mn系MB1和MB8合金的完全退火工艺见表5-13。
表5-13Mg-Mn系MB1和MB8合金的完全退火工艺
MB8合金板材要求较高强度时,可在533~563K退火;要求较高塑性时,可在593~623K退火。
5.5.4Mg-RE系
狭义的稀土元素是指由镧(La)到镥(Lu)的15种镧系元素,广义的稀土元素则还包括鈧(Sc)和钇(Y),共17种元素。
这些元素的性质极其相似,在镁中的固溶度较大,且固溶度随温度的降低而急剧减小,在470K附近仅为最大固溶度的1/10。
表5-14列出了稀土元素在镁中的最大固溶度以及与镁基固溶体共存的化合物相。
数据表明,除Sc以外的稀土元素与镁在780~890K温度范围内均存在共晶反应。
表5-14稀土元素在镁中的最大固溶度以及与镁基固溶体共存的化合物相[9]
稀土镁合金在773~803K固溶处理后可以得到过饱和固溶体,然后在423~523K附近时效时均匀弥散地析出第二相,获得显著的时效强化效果[9]。
其时效析出的一般规律是在时效初期形成六方D019型结构;时效中期析出β'相,并可以获得最高强度;时效后期的析出相为平衡析出相。
由于稀土元素在镁中的扩散速率较低,析出相的热稳定性很高,所以Mg-RE合金具有优异的耐热性和高温强度。
典型的Mg-RE系合金在各时效阶段的析出相及其晶体结构见表5-15。
图5-6所示为473K时几种Mg-RE合金的时效硬化曲线。
表5-15各时效阶段中Mg-RE系合金的析出相及其晶体结构(aMg和cMg为Mg的晶格常数)[9]
图5-7Mg-Y合金中添加Sm、Nd和Zr前后的时效硬化曲线
G.W.Lorimer等[10]研究了含钇(Y)、钆(Gd)或镝(Dy)的Mg-RE合金的显微组织和拉伸性能,结果表明添加Gd后可获得更高体积分数的β1和β相,并加速了β''和β'相的析出,因此含Gd的Mg
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