热处理对AZ91D镁合金显微组织的影响

挤压 热处理 塑形变形

材料热处理技术Ｍａｔｅｒｉａｌ＆ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ

２００８年５月

●

热处理技术●

热处理对ＡＺ９１Ｄ镁合金显微组织的影响

麻彦龙１，彭华东２，潘承聪１，秦旭１，杜勇１

（１．重庆工学院材料科学与工程学院，重庆４０００５０；２．中国电子科技集团公司第二十六研究所，重庆４０００６０）

摘

要：研究了铸态、固溶及时效ＡＺ９１Ｄ镁合金的微观组织，分析了热处理对合金组织和显微硬度的影响。

结果表明，薄片状共晶α相和粗大块状β相的热稳定性都不高，但可分别经过３８０和４１０℃固溶处理加以消除；

Ａｌ－Ｍｎ相主要呈颗粒状或针状，尺寸为１０￣５０μｍ，经４１０℃×２４ｈ固溶处理未发生明显改变。固溶样品经２００℃×

直径１￣２μ１２ｈ时效后有大量长１０μｍ、ｍ的杆状相析出，且主要垂直或斜交于基体，但当时效温度继续升高时析出相将转变为大部分平行于基体分布，使第二相的强化效果减弱。

关键词：ＡＺ９１Ｄ镁合金；固溶；时效；共晶；Ａｌ－Ｍｎ相中图分类号：ＴＧ１５６．９２；ＴＧ１４６．２＋２

文献标识码：Ａ

文章编号：１００１－３８１４（２００８）１０－００５０－０４

ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｓｏｆＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｎＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡＺ９１ＤＭａｇｎｅｓｉｕｍＡｌｌｏｙ

ＭＡＹａｎｌｏｎｇ１，ＰＥＮＧＨｕａｄｏｎｇ２，ＰＡＮＣｈｅｎｇｃｏｎｇ１，ＱＩＮＸｕ１，ＤＵＹｏｎｇ１

（１．ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＣｈｏｎｇｑｉｎｇＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ４０００５０，Ｃｈｉｎａ；２．ＥｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＧｒｏｕｐＣｏｒｐｏｒａｔｉｏｎＮｏ．２６ＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ４０００６０，Ｃｈｉｎａ）

Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆａｓ－ｃａｓｔ，ｓｏｌｕｔｉｏｎ－ｔｒｅａｔｅｄａｎｄａｇｅｄＡＺ９１Ｄｍａｇｎｅｓｉｕｍａｌｌｏｙｗａｓｓｔｕｄｉｅｄ．Ｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｓｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅａｌｌｏｙｗｅｒｅａｎａｌｙｚｅｄ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｔｈｅｒｍａｌｓｔａｂｉｌｉｔｙｏｆｌａｍｉｎａｒαｐｈａｓｅａｎｄｂｌｏｃｋｙβｐｈａｓｅａｒｅｎｏｔｇｏｏｄ，ｂｕｔｃａｎｂｅｅｌｉｍｉｎａｔｅｄｂｙｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔ３８０℃ａｎｄ４１０℃ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ａｌ－Ｍｎｐｈａｓｅｓ，ｏｎｔｈｅｏｔｈｅｒｈａｎｄ，ａｒｅｔｈｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｏｆｇｒａｎｕｌｅａｎｄａｃｉｃｕｌａｅｗｉｔｈｍ，ａｎｄｋｅｅｐａｌｍｏｓｔｕｎｃｈａｎｇｅｄｄｕｒｉｎｇｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔ（４１０℃×２４ｈ）．Ａｌａｒｇｅａｍｏｕｎｔｏｆｔｈｅｄｉｍｅｎｓｉｏｎｏｆ１０ｔｏ５０μ

ｓｅｃｏｎｄｐｈａｓｅｓｉｎｔｈｅｆｏｒｍｓｏｆｒｏｄｗｉｔｈｄｉｍｅｎｓｉｏｎｏｆ１０μｍ，!１￣!２μｍａｒｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄａｆｔｅｒａｇｉｎｇａｔ２００℃ｆｏｒ１２ｈ，ａｎｄａｒｅｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒｔｏｏｒｃｒｏｓｓｅｄｗｉｔｈｔｈｅｍａｔｒｉｘ．Ｓｕｃｈｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｗｉｌｌｃｈａｎｇｅｉｎｔｏｔｈｅｏｎｅｓｗｈｉｃｈａｒｅｍａｉｎｌｙｐａｒａｌｌｅｌｔｏｔｈｅｍａｔｒｉｘｗｈｅｎａｇｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｎｃｒｅａｓｅｓｆｕｒｔｈｅｒ．Ａｓａｒｅｓｕｌｔ，ｔｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｅｆｆｅｃｔｏｆｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｄｅｃｌｉｎｅｓ．

Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ＡＺ９１Ｄｍａｇｎｅｓｉｕｍａｌｌｏｙ；ｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔ；ａｇｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔ；ｅｕｔｅｃｔｉｃ；Ａｌ－Ｍｎｐｈａｓｅ

镁合金是目前得到应用最轻的金属结构材料，再加上其良好的减振性、切削加工性、尺寸稳定性、铸造成型性及表面装饰性等诸多优点，已经成为目前材料科学研究的重要方向。ＡＺ９１Ｄ镁合金是开发最早、应用最广的商用镁合金之一。该合金可进行热处理强化，但其组织对热处理敏感，因此有关该合金的固溶、时效过程中的许多组织转变和合金相的析出还没有得到完全认识和控制［１］。

一般认为，铸态ＡＺ９１Ｄ镁合金主要由α－Ｍｇ、离异β－Ｍｇ１７Ａｌ１２相和共晶组织（α－Ｍｇ＋β－Ｍｇ１７Ａｌ１２）

收稿日期：２００７－１１－２３

基金项目：重庆市自然科学基金计划资助项目（ＣＳＴＣ２００７ＢＢ４４０３）作者简介：麻彦龙（１９７８－），男，甘肃庆阳人，讲师，硕士，主要从事镁

合金材料的研究与开发；电话：０２３－６８６６６４２５；

组成［２］，其中β相对ＡＺ９１Ｄ镁合金的性能影响已得到广泛的研究，但人们对共晶组织中的共晶α相认识非常有限，甚至经常将共晶α相和先析α相混为一谈。另外，在ＡＺ９１Ｄ镁合金中通常含有一定量的Ｍｎ，通常以固溶体和金属间化合物两种形式存在。据报道［３－４］，Ｍｇ－Ａｌ系镁合金中的

Ａｌ－Ｍｎ金属间化合物主要有Ａｌ６Ｍｎ、Ａｌ４Ｍｎ、

十字状、花ＡｌＭｎ、Ａｌ８Ｍｎ５四种，形状主要有针状、朵状及颗粒状，大小为０．１￣３０μｍ。但是有关

Ａｌ－Ｍｎ金属间化合物的报道主要集中在ＡＭ５０／６０镁合金方面，对ＡＺ９１Ｄ中的Ａｌ－Ｍｎ金

属间化合物的报道非常有限。还有研究［５－６］表明，

ＡＺ９１Ｄ镁合金经固溶时效处理后有４种不同形

态和位相关系的β相析出。其中占析出总量９０％以上的第一类析出相因其与基面滑移面（０００１）平

Ｅ－ｍａｉｌ：ｍａｙａｎｌｏｎｇ＠ｃｑｉｔ．ｅｄｕ．ｃｎ

５０ＨｏｔＷｏｒｋｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ２００８，Ｖｏｌ．３７，Ｎｏ．１０

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下半月出版

行，所以不能有效阻碍位错的滑移；而其他三类析出相虽然与基面垂直或者斜交，但由于数量少，仍起不到很好的强化效果。然而目前对于如何抑制第一类相的析出，同时增加其他三类析出相的数量［７］方面鲜有相关的报道。针对以上问题，作者对

（ａ）

Ｍａｔｅｒｉａｌ＆ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ材料热处理技术

ＡＺ９１Ｄ镁合金的铸态和热处理态的显微组织进

行了较为系统全面的研究，着重分析了共晶α相的形态，固溶处理对共晶α相、β相、Ａｌ－Ｍｎ相的影响以及不同工艺条件下时效析出相的形态。

（ｂ）

１５０μｍ

１实验材料及方法

实验材料为商用ＡＺ９１Ｄ镁合金铸锭，合金的

名义成分如表１所示。为研究共晶α相和Ａｌ－Ｍｎ

表１ＡＺ９１Ｄ镁合金的化学成分（质量分数，％）

Ｔａｂ．１ＴｈｅｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆＡＺ９１ＤＭｇａｌｌｏｙ（ｗｔ，％）

Ａｌ

Ｍｎ

Ｚｎ

Ｓｉ

Ｃｕ

Ｎｉ

Ｆｅ

Ｍｇ

８．５￣９．５０．１７￣０．４００．９￣０．９５≤０．０５≤０．０２５≤０．００１≤０．００４余量

图１ＡＺ９１Ｄ镁合金的金相组织

Ｆｉｇ．１ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡＺ９１ＤＭｇａｌｌｏｙ

（ａ）

相的形态，实验选择在３８０和４１０℃进行固溶处理，固溶时间２４ｈ。时效在４１０℃×２４ｈ固溶之后进行，时效温度分别为１５０、２００和２５０℃，时效时所有试样均采用苦味酸显示组织（腐蚀液间１２ｈ。

配比：苦味酸：１．５ｇ＋乙醇：２５ｍｌ＋乙酸５ｍｌ＋蒸馏水１０ｍｌ）。采用光学显微镜、扫描电子显微镜

５０μｍ

（ｂ）

（ＳＥＭ）和能谱分析仪（ＥＤＸ）进行组织观察和成分

分析；采用ＨＶ－１０００维氏硬度计进行显微硬度测量，载荷０．９８Ｎ，加载时间２０ｓ。

２实验结果

ＡＺ９１Ｄ镁合金的金相组织如图１（ａ）所示，可

２．１铸态ＡＺ９１Ｄ镁合金的显微组织

见，其显微组织主要由基体和断续分布在晶界或枝晶边界的第二相组成。从图１（ｂ）ＳＥＭ照片中可以清楚地看到，晶界的第二相并不是单一相的连续分布，而是复相组织非连续分布。能谱分析表明粗大的且边缘较平滑的相是β－Ｍｇ１７Ａｌ１２相；较细小的颗粒相主要由Ａｌ、Ｍｎ两种元素组成；更加细小的白色相呈薄片状分布在β的周围，化学成分与基体差异不大，可以基本确定为共晶α相。

图２ＡＺ９１Ｄ镁合金３８０℃×２４ｈ固溶处理微观组织

Ｆｉｇ．２ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡＺ９１ＤＭｇａｌｌｏｙａｆｔｅｒ

ｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔ３８０℃ｆｏｒ２４ｈ

全部溶入基体中，结合相图分析可以推测片层相就是共晶组织中的α相。图２（ｂ）和（ａ）的组织形貌基本一致，没有发现任何薄片状组织。能谱分析表明视场所观察到的第二相由β－Ｍｇ１７Ａｌ１２相和Ａｌ－Ｍｎ相组成，前者这时已经开始溶化，其边缘变得更加平直和圆滑，而后者与铸态中的相比没有显著变化。

２．２固溶ＡＺ９１Ｄ镁合金的显微组织

３８０℃×２４ｈ固溶处理合金微观组织如图２

所示。从图２（ａ）中可以看出，通过３８０℃×２４ｈ固溶处理，连续分布在β－Ｍｇ１７Ａｌ１２周围的片层相已《热加工工艺》２００８年第３７卷第１０期

４１０℃×２４ｈ固溶处理的微观组织如图３所

示。从图３（ａ）中可以清楚地看到晶界，在基体上弥散分布着细小的黑色颗粒，颗粒边缘不平整，有发

５１

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材料热处理技术Ｍａｔｅｒｉａｌ＆ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ

（ａ）

１

２００８年５月

６

２

４

２５０μｍ

（ｂ）

５Ｐｏｉｎｔｓ１

２３４５６

Ｍｇ（ａｔ％）１０．９４２１．５３１０．０６

Ａｌ（ａｔ％）４８．７８５７．７９５８．１９

３１００μｍ

Ｍｎ

Ｍｇ／ＡｌＡｌ／Ｍｎ

（ａｔ％）４０．３２０．２１．２２０．６７０．４２．８３１．７４０．２１．８

８．４５

５２．１５１６．３４６２．８０３７．９２６０．９５２８．７６９．９４２２．７１０．１１．４０．３２．２３．８２．７

图３ＡＺ９１Ｄ镁合金４１０℃×２４ｈ固溶处理微观组织

图４ＡＺ９１Ｄ镁合金４１０℃×２４ｈ固溶处理后第二相

颗粒能谱分析结果

Ｆｉｇ．３ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡＺ９１ＤＭｇａｌｌｏｙａｆｔｅｒ

ｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔ４１０℃ｆｏｒ２４ｈ

Ｆｉｇ．４ＴｈｅＥＤＳｒｅｓｕｌｔｓｏｆＡＺ９１ＤＭｇａｌｌｏｙａｆｔｅｒ

ｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔ４１０℃ｆｏｒ２４ｈ

生局部腐蚀的倾向，典型的β相和共晶组织形貌完全消失。从图３（ｂ）的ＳＥＭ照片中可以看出，经

及固溶样品中的Ａｌ－Ｍｎ相相比尺寸与形态均未发生显著变化（形状呈颗粒状或针状，尺寸小于

４１０℃×２４ｈ固溶处理后，基体已经非常均匀，在

其周围弥散地分布着第二相颗粒。图４是ＡＺ９１Ｄ镁合金经４１０℃×２４ｈ固溶处理后第二相颗粒能谱分析结果，可以看出，视场所观察到的所有颗粒相全部为Ａｌ－Ｍｎ相（β相中Ｍｇ／Ａｌ＞１．４），且与铸态

（ａ）１５０℃

（ｂ）２００℃

５０μｍ），根据原子比初步估计这些颗粒相可能是Ａｌ４Ｍｎ、Ａｌ３Ｍｎ、Ａｌ８Ｍｎ５、ＡｌＭｎ相。２．３时效ＡＺ９１Ｄ镁合金的显微组织

图５为镁合金时效处理微观组织形貌。可以看出，经１５０℃×１２ｈ时效处理后组织与固溶处理

（ｃ）２５０℃

金相组织

１００μｍ

（ｄ）１５０℃

（ｅ）２００℃

１００μｍ

（ｆ）２５０℃

１００μｍ

４１０℃×２４ｈ固溶ＡＺ９１Ｄ镁合金时效１２ｈ后微观组织

Ｆｉｇ．５ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡＺ９１ＤＭｇａｌｌｏｙａｆｔｅｒｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔ４１０℃ｆｏｒ２４ｈａｎｄａｇｉｎｇａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｏｒ１２ｈ

ＳＥＭ组织

图５

５２ＨｏｔＷｏｒｋｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ２００８，Ｖｏｌ．３７，Ｎｏ．１０

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差别不大，只在局部晶界处组织略发生变化；从图５（ｄ）可以清楚看出，晶界部位有相析出。经

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体，使第二相的强化效果减弱；２００℃×１２ｈ时效可获得最佳的时效强化效果。

２００℃×１２ｈ时效处理后，金相组织发生显著变化（图５ｂ），图中可见明显的晶界，且晶粒较大，晶粒

内部颜色较晶界边缘有所不同。从图５（ｅ）高倍下可观察到晶粒内部有大量针状或短棒状组织垂直或斜交于基体生长；较粗大的白色相为固溶处理后未溶的Ａｌ－Ｍｎ相。图５（ｃ）为２５０℃×１２ｈ时效处理金相组织，与图５（ｂ）相似，只是晶界略变宽。从图５（ｆ）高倍下可观察到在晶粒内部生长着大量细小平行的第二相，而晶界部位的第二相则主要呈球状或颗粒状。

３结论

（１）铸态ＡＺ９１Ｄ镁合金主要由α－Ｍｇ、共晶

组织（α－Ｍｇ＋β－Ｍｇ１７Ａｌ１２）和不同原子比的Ａｌ－Ｍｎ相组成。共晶α相呈薄片状分布，比β相对基体的强化作用更大，经３８０℃×２４ｈ固溶处理将完全尺寸大，但热稳定消失；β相较Ａｌ－Ｍｎ相数量多、

性差，经４１０℃×２４ｈ固溶处理将完全消失；

Ａｌ－Ｍｎ相主要呈颗粒状或针状，尺寸为１０￣５０μｍ，

其热稳定性非常好，经４１０℃×２４ｈ固溶处理后尺寸和形态无显著变化。

２．４不同状态ＡＺ９１Ｄ镁合金的显微硬度分析

图６为不同状态ＡＺ９１Ｄ镁合金的显微硬度分析结果。从柱状图可以看出，ＡＺ９１Ｄ的显微硬

１００

９０８０７０６０５０４０３０２０１００

９５

７６

７１

７０

７４

８８

（２）析出相是ＡＺ９１Ｄ镁合金时效强化的根

本原因，而析出相的数量和形态决定时效效果的好坏。２００℃×１２ｈ时效后有大量长１０μｍ、直径１￣２μｍ的杆状相从晶粒内部和晶界析出，晶粒内部的析出相多于晶界析出相。在相同的时效时间下，当时效温度升高，析出相将从垂直或斜交于基体转变为大部分平行于基体分布，使第二相的强化效果减弱。

ＨＶ

３８０℃４１０℃１５０℃２００℃２５０℃铸态

固溶

时效

参考文献：

［１］［２］

麻彦龙，张津．ＡＺ９１Ｄ镁合金研究新进展［Ｊ］．热加工工艺，２００７，３６（１６）：７３－７６．

图６不同状态ＡＺ９１Ｄ镁合金的显微硬度分析结果

Ｆｉｇ．６ＴｈｅｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓｏｆＡＺ９１ＤＭｇａｌｌｏｙａｔ

ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔａｔｅｓ

ＺｈａｎｇＱＱ，ＣａｏＺＹ，ＺｈａｎｇＹＦ，ｅｔａｌ．ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ

ｒａｔｉｏ

ｏｎ

Ｅｆｆｅｃｔｏｆ

ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆ

度随组织的不同而发生显著变化。铸态合金经

ｓｅｍｉｓｏｌｉｄＡＺ９１Ｄａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００７，１８４：１９５－２００．［３］

ＨａｉｔｈａｍＥｌＫａｄｉｒｉ，ＹｂｉｎＸｕｅ，ＨｏｒｓｔｅｍｅｙｅｒＭＦ．Ｉｄｅｎｔｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄｍｏｄｅｌｉｎｇｏｆｆａｔｉｇｕｅｃｒａｃｋｇｒｏｗｔｈｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｉｎａｄｉｅ－ｃａｓｔＡＭ５０ｍａｇｎｅｓｉｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ａｃｔａ．Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２００６，（５４）：５０６１－５０７６．［４］

ＳＬｕｎｓｉｎ，ＤｕｂéＤ，ＴｅｒｍｂｌａｙＲ．ＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆＡｌ－ＭｎｐａｒｔｉｃｌｅｓｉｎＡＺ９１Ｄｉｎｖｅｓｔｍｅｎｔｃａｓｔｉｎｇ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ，２００７，５８（１０）：９８９－９９６［５］［６］

肖晓铃，罗承萍．ＡＺ９１Ａｌ－Ｍｇ合金中时效析出的β－Ｍｇ１７Ａｌ１２相的形态和晶体学特征［Ｊ］．金属学报，２００１，３７（１）：１－７．肖晓铃，罗承萍，刘江文．ＡＺ９１Ａｌ－Ｍｇ镁合金中时效析出的γ－Ｍｇ１７Ａｌ１２相的多重位相关系及｛１１２｝γ伪孪晶关系［Ｊ］．金属学报，２００２，３８（７）：７０９－７１４．

３８０℃×２４ｈ固溶处理后显微硬度从７６ＨＶ下降

到７１ＨＶ，当固溶温度升高到４１０℃时（保温相同时间），硬度并无显著变化。１５０℃×１２ｈ时效后硬度开始升高，当时效温度为２００℃时硬度达到最大值（９５ＨＶ），之后再继续升温硬度反而下降。结合组织转变不难看出，共晶α相比β相对基体的强化作用更大，而适当的时效处理可显著提高合金的硬度。比较不同温度时效处理后的组织和硬度值可知，析出相是时效强化的根本原因，而析出相的数量和形态则决定时效效果的好坏。很显然，

１５０℃时效析出相的数量太少不能产生足够的强

化效果；而２５０℃时效时由于温度高，大部分析出相从垂直或斜交于基体转变为大部分平行于基

［７］罗承萍，刘江文，肖晓铃．提高ＡＺ９１镁合金时效强化效果的途径［Ａ］．２００２年材料科学与工程新进展（上）－２００２年中国材料研讨会论文集［Ｃ］．北京：２００２．６９７－６８０．

《热加工工艺》２００８年第３７卷第１０期５３

本文来源：https://www.bwwdw.com/article/xm7j.html