第五章-镁合金的热处理 - 图文

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5-8 ZM8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1 mm。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]

①σ0.2。

②标距50mm内。

③用Φ25mm的铸造试棒加工而得的圆棒试样测得各性能值。 ④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 .5.1 Mg-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、Z n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5-5 AZ91合金的时效硬化曲线[4]

表5-10 Mg-Al-Zn系合金铸锭的均匀化退火工艺

表5-11 Mg-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。

5.5.2 Mg-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5-12 MB15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。

5.5.3 Mg-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MB 1和MB8合金的完全退火工艺见表5-13。

表5-13 Mg-Mn系MB 1和MB8合金的完全退火工艺

①MB8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。

5.5.4 Mg-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。

图5-6 473K时几种Mg-RE合金的时效

硬化曲线[9]

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5-7 Mg-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-RE合金的拉伸性能优于含Dy或Y的Mg-RE合金。

有研究表明，对于同时含有两种不同系RE元素的镁合金而言，两种稀土元素均会降低对方在镁基体中的固溶度，并改变对方从过饱和镁基固溶体中时效析出的动力学过程[11]。同时，由于其中一种稀土元素会溶入另一种的析出相中，从而大大提高了时效强化效果。图5-7所示为Mg-Y合金中添加Sm、Nd和Zr前后的时效硬化曲线。

5.5.5 Mg-Th系

862K时Th在镁中的最大溶解度为4.5mass.%，其溶解度随温度降低而减小，因此Mg-Th合金可以进行热处理强化。目前，对Mg-Th系合金时效过程的了解还不十分清楚，但一般认为其时效序列为：α β''相（D019型规则结构） β相[4]。此外，也可以认为在β相的前段形成半共格的β1'相（六方晶）或β2'相（面心立方晶）。这些析出相的热稳定性高，且高温下不易软化，因此Mg-Th合金的耐热性能优异。

5 .5 .6 Mg-Ca系

有关Mg-Ca系合金时效析出过程的研究还不充分，一般认为时效过程可以析出六方晶Mg2Ca稳定相。此外，向Mg-1mass.% Ca合金中添加1mass.%Zn后时效强化效果显著增强[4]。

5.5.7 Mg-Ag-RE（Nd系）[12]

Ag在镁中的最大固溶度为15.5mass.%，比Y（12.4mass.%）和Al（12.7mass.%）高，并且与Nd和Mg形成Mg12Nd2Ag相，能产生明显的时效强化效应。Mg-Ag-RE（Nd）系合金的时效析出过程极为复杂，当银含量小于或等于2 mass.%时合金的析出过程与Mg- RE合金的相同，主要形成MgN相；当银含量大于2 mass.%时可以通过两种沉淀反应析出平衡相Mg12Nd2Ag，即：

当β相和γ相共存时合金的硬度最高。

QE22合金（Mg-2.5%Ag-2%RE（Nd）-0.7%Zr）的典型热处理工艺（T6）为：798K/4~8h固溶处理，冷水淬火；473K/8~16h人工时效，空冷。

5.6 镁合金热处理后的性能

表5-16给出了常用镁合金的热处理工艺及标准力学性能。

表5-16 常用镁合金的热处理工艺及标准力学性能[12]

注：JIS—日本机械工业协会标准；MC—铸造材；MB—挤压棒材；MS—挤压型材。

5.7 热处理缺陷及其消除方法[5,7]

镁合金热处理时容易产生的五种常见缺陷是：氧化、过烧、弯曲与变形、晶粒异常长大和性能不均匀。

5.7.1 氧化

如果镁合金工件进行热处理时没有使用保护气体，则会发生局部氧化甚至在炉内起火燃烧。通常向热处理炉内通人（0 .5一1.5） Vol.%S认或（3~的V0}.%CO }，或含（0 .5一}.。的Cq保护气体，或惰性气体来避免镁合金工件的氧化。惰性气体由于成本过高而较少应用。此外，需要保证炉膛的清洁、干燥和密封。

5.7.2 过烧

加热速度太快、加热温度超过了合金的固溶处理温度极限，以及合金中存在较多的低熔点物质时，镁合金工件容易出现过烧现象。通常采用分段加热或从533K升温至固溶处理温度的时间要大于2h，并将炉温波动控制在+5K范围以内，以及降低锌含量至规定的下限等方法来避免镁合金工件的过烧。

5.7.3 弯曲与变形

热处理过程中没有使用夹具或支架、工件缺少支撑以及热量分布不均匀等都会导致镁合金工件弯曲和变形。为了减小或消除镁合金工件的弯曲与变形，需要对以下几个方面加以注意。对于截面薄、跨度长的工件需要支撑；对于形状复杂的工件应使用夹具或成形支架等；对于壁厚不均匀的工件将薄壁部分用石棉包扎起来。同时，需要合理放置炉内工件以保证炉内气氛的良好循环和热量的均匀分布。通过退火处理可以消除铸件中的残余应力。此外，在

热处理过程中加热速度要保持适中。

5.7.4 晶粒异常长大

逐层凝固时使用冷铁，导致局部冷却太快，如果随后热处理时没有预先消除内应力则容易导致镁合金出现晶粒异常长大现象。热处理前进行消除应力处理、铸造时注意选择适当的冷铁以及固溶处理时采用间断加热法可以有效避免镁合金晶粒的异常长大。

5.7.5 性能不均匀

炉温不均匀、炉内热循环不充分或者炉温控制不精确、厚截面工件的固溶处理时间不够和工件冷却速度不均匀等是导致镁合金工件性能不均匀的主要原因。防止镁合金性能不均匀的主要措施有：用标准热电偶校对炉温；控制炉温的热电偶要放在炉温要求均匀的地方；装炉时必须保证炉内充分的热循环；定期检查加热炉的控温装置以确保其工作正常；对于厚截面工件适当延长固溶处理时间以获得完全均匀一致的组织；必要时进行二次热处理。

5.8 铸件的尺寸稳定性[1,6]

所有的铸造镁合金在368K左右正常使用时都具有良好的尺寸稳定性，几乎没有尺寸变化。某些Mg-Al-Mn和Mg-Al-Zn铸造合金在368K以上保温较长时间后，尺寸会缓慢增大，见图5-8和图5-9，Mg17Al12相的析出是铸件尺寸不稳定的主要原因。由于母相和析出相的密度不同，因此铸件尺寸会发生变化。随着Mg17Al12相的不断析出，铸件的尺寸变化逐渐减小，经T6态处理后Mg-Al系合金铸件的尺寸稳定性比T4态的高。Mg-Al系合金铸件仅通过T5处理也能改善力学性能和提高尺寸稳定性。

与Mg-A1-Zn合金的长大特性相反，以RE和Zr为主要合金化元素的镁合金（通常以T5或T6态使用）在高温下长时间保温时会出现尺寸收缩现象，见表5-17中数据。

图5-8 时效时间和温度对固溶态AZ63A、AZ92A和图5-9 时效时间和温度对固溶态AZ63A和

[1]

AZ91C尺寸长大趋势的影响[1] AZ92A和尺寸长大趋势的影响

表5-17 高温下EZ33A-T5铸造镁合金的尺寸收缩[1]（单位长度收缩量100μm/m-1）

5.9 热处理质量的检测[1,7]

5.9.1 硬度试验

硬度试验具有速度快、操作简单、可以在热处理工件上直接进行而无需专门试样等优点。其中最常用的是布氏和洛氏硬度试验，但是对于薄截面镁合金工件有时也采用洛氏表面硬度试验。晶粒较大、硬度较低的镁合金宜采用布氏硬度计测定硬度，以获得最佳试验结果。镁合金的强度通常随硬度的增加而提高，然而由于与硬度对应的强度指标很分散，因此不能用硬度计算强度，所测得的硬度值仅仅作为评定镁合金热处理质量的参考。

5.9.2 拉伸试脸

拉伸试验能更准确地衡量镁合金的热处理质量，但是试验时需要专门的拉伸试样。虽然镁合金铸件经过机加工后得到的试样更能代表铸件的真实性能，但是一般采用单独铸造后不经机加工的试样。通常按照ASTM标准进行试验，以保证试验结果的一致性。

5.9.3 显微组织检查

热处理态镁合金制成金相试样后检查显微组织，并与标准的组织照片比较，可以衡量镁合金的热处理质量。检查内容主要包括：铸造合金中的粗大化合物、铸造合金经过不适当固溶处理后的孔隙和熔孔、铸造和变形合金的晶粒度以及挤压、锻造或轧制合金中的粗大化合物。

显示镁合金金相显微组织所用的浸蚀剂见表5-18。

表5-18 显示镁合金金相显微组织所用的浸蚀剂[3]

5.10 镁合金热处理安全技术[1,5]

不正确的热处理操作不但会损坏镁合金铸件，而且可能引起火灾，因此必须十分重视热处理时的安全技术。

加热前要准确地校正仪表，检查电气设备。装炉前必须把镁合金工件表面的毛刺、碎屑、油污或其他污染物及水汽等清理干净，并保证工件和炉膛内部的干净、干燥。镁合金工件不宜带有尖锐棱角，而且绝对禁止在硝盐浴中加热，以免发生爆炸。生产车间必须配备防火器具。炉膛内只允许装人同种合金的铸件，并且必须严格遵守该合金的热处理工艺规范。

由于设备故障、控制仪表失灵或操作错误导致炉内工件燃烧时，应当立即切断电源，关闭风扇并停止保护气体的供应。如果热处理炉的热量输入没有增加，但炉温迅速上升且从炉中冒出白烟，则说明炉内的镁合金工件已发生剧烈燃烧。

绝对禁止用水灭火。镁合金发生燃烧后应该立刻切断所有电源、燃料和保护气体的输送，使得密封的炉膛内因缺氧而扑灭小火焰。如果火焰继续燃烧，那么根据火焰特点可以采取以下几种灭火方法。

如果火势不大，而且燃烧的工件容易安全地从炉中移出时，应该将工件转移到钢制容器中，并且覆盖上专用的镁合金灭火剂。如果燃烧的工件既不容易接近又不能安全地转移，则可用泵把灭火剂喷洒到炉中，覆盖在燃烧的工件上面。

如果以上几种方法都不能安全地灭火，则可以使用瓶装的BF2或BCl3气体。BF3气体通过炉门或炉壁中的聚四氟乙烯软管将高压的BF3气体从气瓶通入炉内，最低含量为0.04Vol.%。持续通人BF3，直到火被扑灭而且炉温降至4以下再打开炉门。}1}气体也通过炉门或炉壁中的管道导人炉内，含量约为0. 4V01.。为了保证足够的气体供应，最好给气瓶加热。B；1}可与燃烧的镁反应生成浓雾，包围在工件周围，达到灭火目的。持续通人B；1}，直到火被扑灭而且炉温降至643K为止，在完全密封的炉子内，可以使用炉内风扇使得BF2或BCl3气体在工件周围充分循环。

BCl3是优先选用的镁合金灭火剂，但是BCl3的蒸气具有刺激性，与盐酸烟雾一样，对人体健康有害。BF3在较低浓度下就能发挥作用，同时不需要给气瓶加热就能保证BF3气体

的充足供应，而且其反应产物的危害性比BCl3的小。

如果镁合金已燃烧了较长时间。并且炉底上已有很多液态金属，则上述两种气体也不能完全扑灭火焰，但仍有抑制和减慢燃烧的作用，可与其他灭火剂配合使用达到灭火目的。可供选择的灭火剂还有：干燥的铸铁屑、石墨粉、重碳氢化合物和熔炼镁合金用熔剂（有时）等。这些物质可以隔绝O2，从而闷熄火焰，扑灭火灾。

扑灭镁合金火灾时除了要配备常规的人身安全保护设施外，还应该配戴有色眼镜，以免镁合金燃烧时发出的强烈白光伤害眼睛。

参考文献

本文来源：https://www.bwwdw.com/article/vvph.html