鎂合金力學(xué)性能強(qiáng)化的幾種途徑

對(duì)近幾年鎂合金力學(xué)性能強(qiáng)化的研究進(jìn)行了總結(jié)，主要途徑歸納為三個(gè)方面， 一是熱處理，二是合金化，三是加工工藝。

鎂及鎂合金是目前最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料,具有密度低、比強(qiáng)度和比剛度高的特點(diǎn),而且還具有優(yōu)良的阻尼性能、較好的尺寸穩(wěn)定性和機(jī)械加工性能及較低的鑄造成本。廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車和電子等行業(yè)。但是,鎂合金密排六方的晶體結(jié)構(gòu)及較少的滑移系決定了其塑性變形能力較差,所以應(yīng)該用一些方法來(lái)提高其力學(xué)性能，本文就近幾年鎂合金力學(xué)性能方面的研究進(jìn)行總結(jié)，并提出建議。

1.鎂及其合金的力學(xué)性能

鎂是一種二價(jià)的堿金屬元素，屬于密排六方晶系，這種密排六方結(jié)構(gòu)使之在力學(xué)和物理性能方面表現(xiàn)出強(qiáng)烈的各向異性。純鎂象其他純金屬一樣，表現(xiàn)出相對(duì)低的強(qiáng)度。其彈性模量E=45GPa，切變模量K=17GPa，比彈性模量E/ρ=25GPa。因此必須用其他元素進(jìn)行合金化以獲得所需要的性能。目前主合金元素是Al、Zn 和Re等，這些合金元素使鎂合金得到不同程度的強(qiáng)化。變形鎂合金主要通過(guò)熱變形和冷變形來(lái)提高強(qiáng)度。熱處理是提高鎂合金力學(xué)性能的重要途徑。另外其他一些工藝或處理也能有效提高鎂合金的力學(xué)性能，如顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料、半固態(tài)鑄造和熔體熱速處理、表面處理等。

2 強(qiáng)化途徑

A.    熱處理

a. 鑄造鎂合金的熱處理

鑄造鎂合金的室溫和高溫力學(xué)性能強(qiáng)化途徑有固溶處理和失效處理[1]。對(duì)某高鋅鎂合金Mg-Zn-Al-RE進(jìn)行熱處理[2]，固溶處理溫度340℃,保護(hù)劑為硫鐵礦石,保溫時(shí)間20 h,熱水淬火,淬火介質(zhì)采用70～75℃熱水;時(shí)效處理溫度180℃,保溫時(shí)間10h,出爐空冷。經(jīng)固溶及時(shí)效處理后,合金的相成分主要為α-Mg,還有含微量稀土的其它固溶強(qiáng)化三元相。其中比較典型的固溶強(qiáng)化相有Ф相Al2Mg5Zn2和τ相Mg32(Al,Zn)49這些強(qiáng)化相的彌散存在可以提高基體的力學(xué)性能。

熱處理工藝對(duì)鎂合金力學(xué)性能影響很大。文獻(xiàn)[4]研究了熱處理溫度對(duì)快速凝固Mg-9Al-1Zn-0.2Mn帶材的組織和性能的影響規(guī)律，認(rèn)為低于200℃時(shí)，隨溫度的升高，Mg17Al12粒的長(zhǎng)大，從而提高了性能。另外熱處理工藝對(duì)鎂合金的疲勞裂紋擴(kuò)展行為也有很大影響。

b. 變形鎂合金的熱處理

熱處理可使變形鎂合金得到一定程度的強(qiáng)化。對(duì)AZ91進(jìn)行研究[6]。可以發(fā)現(xiàn)，

AZ91壓態(tài)時(shí)硬度為77HB．在413℃x16h或24 h固容后硬度下降到62HB．固加熱過(guò)程使得擠壓后的晶粒發(fā)生長(zhǎng)大和析出相的溶解而降低固溶強(qiáng)化效果．固溶后硬度值有所下降。AZ91鎂合金同溶態(tài)與擠壓態(tài)相比抗拉強(qiáng)度變化不大，基本上維持存320 MPa，但伸 率則南1O％大幅度地增加到l5％；時(shí)效硬度峰值時(shí)的抗拉強(qiáng)度提高到375 MPa，與固溶態(tài)相比有一定的提高，但伸長(zhǎng)率較大幅度地降低為6％。均勻化退火可使變形鎂合金AZ31和AZ61伸長(zhǎng)率明顯提高，且合金熱扎態(tài)呈準(zhǔn)解理斷裂，退火后變?yōu)轫g性斷裂。

c. 合金化

鎂通過(guò)合金化可以使其性能得到強(qiáng)化,如常溫力學(xué)性能、高溫力學(xué)性能、耐蝕性能、耐磨損性能等。固溶強(qiáng)化是由合金元素(溶質(zhì))在金屬基體(熔劑)中溶解度的大小決定的,并決定固溶體的類型。析出強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化則是由溶質(zhì)與熔劑形成的化合物的結(jié)構(gòu)所決定的。而影響固溶體和金屬化合物結(jié)構(gòu)的主要因素通常由原子尺寸因素、負(fù)電性因素、電子濃度因素及晶體結(jié)構(gòu)因素等所左右。

(1) Sb:在AZ91鎂合金中加入Sb,加入量為0.1% ~1.4%,當(dāng)Sb含量從0上升到 0.35% 時(shí), 合金的屈服強(qiáng)度室溫下由106MPa提高至172MPa, 提高了62%, 而在

150 ℃溫度下由99MPa提高至138MPa, 提高了近40%, 同時(shí)無(wú)論在室溫下還是

150℃溫度下,合金的塑性均有所下降,但幅度很小.而當(dāng)合金中Sb含量超過(guò)0.

7%后,屈服強(qiáng)度不再上升,而塑性下降趨勢(shì)加大.另外,對(duì)于不含Sb的合金,它的蠕變壽命只有267 h,而加有0. 35% Sb的合金其蠕變壽命則提高到589 h,比未加Sb的合金壽命提高了121 %。所以加入適量的Sb可以提高合金的室溫和高溫強(qiáng)度,尤其是抗高溫蠕變性能得到了大幅度的提高.但是合金的含Sb量應(yīng)限制在0. 5%左右.加入Sb之所以可以提高鎂合金的力學(xué)性能,是因?yàn)樵诤辖鹬挟a(chǎn)Mg3Sb2的顆粒相,這種相熱穩(wěn)定性好,彌散分布在合金中主要起到彌散強(qiáng)化的作用,彌補(bǔ)了Mg-Al合金中強(qiáng)化相Mg17Al12的不足。

(2) Sn:在AZ91鎂合金中加入Sn,室溫下對(duì)合金的強(qiáng)化作用不是非常顯著,隨Sn含量的增加,合金強(qiáng)度有所提高,但上升幅度不大.而溫度為150℃時(shí), Sn的強(qiáng)化作用變得十分突出.且強(qiáng)度峰值出現(xiàn)在含Sn量0.5%時(shí),屈服強(qiáng)度由不含Sn時(shí)的70MPa上升至130MPa,上升了86%,抗拉強(qiáng)度則由170MPa上升至230MPa,上升了35%。在合金強(qiáng)度提高的同時(shí),塑性有所下降,但由于Sn加入量少,對(duì)合金塑性影響也較小.加入Sn之所以能夠提高合金的強(qiáng)度,是因?yàn)?有效地強(qiáng)化了基體,增加了合金的熱穩(wěn)定性在合金中形成了高熔點(diǎn)的Mg2Sn顆粒相,這種相在低于250℃的溫度區(qū)間內(nèi)穩(wěn)定性較高。

(3) Bi：在AZ91鎂合金中加入B,i室溫下加入量為2%時(shí),合金的強(qiáng)度達(dá)到最大值,屈服強(qiáng)度由未加Bi時(shí)的150MPa上升至170MPa,上升了13%?？估瓘?qiáng)度由未加

入Bi時(shí)的200MPa上升至240MPa,上升了20%。并且在這個(gè)范圍內(nèi)伸長(zhǎng)率降低比較緩慢。而當(dāng)Bi含量大于2%后,伸長(zhǎng)率急劇下降,強(qiáng)度也從最高值轉(zhuǎn)而下降。Bi對(duì)AZ91合金的強(qiáng)化作用并不因溫度的升高而消失,在150℃、250℃短時(shí)拉伸中,其屈服強(qiáng)度均有明顯提高。此外, Bi的加入提高了合金的持久壽命。在150℃、70MPa拉力作用下,對(duì)于不含Bi的AZ91合金,其持久壽命為95 h,而含2 % Bi的AZ91合金,其持久壽命達(dá)到134 h,提高了近50%。Bi在鎂中是一個(gè)典型的具有沉淀強(qiáng)化作用的元素,當(dāng)Bi加入量大于1%時(shí),合金顯微組織中就會(huì)出現(xiàn)致密的Mg3Bi2顆粒相,此相顯微硬度高,熔點(diǎn)也遠(yuǎn)高于鎂基體, Bi的加入,能夠提高鎂合金的強(qiáng)度,改善鎂合金的耐熱性能[10]。

（4）Nd:在AZ91鎂合金中加入Nd,合金的力學(xué)性能會(huì)得到強(qiáng)化,其原因?yàn)椋孩?向ZM5合金中加入稀土Nd使合金組織得到有效細(xì)化,當(dāng)Nd的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%時(shí)細(xì)化組織的效果顯著。② 稀土元素與AZ91中的Mg與Al在鑄態(tài)階段和固溶處理后都形成了彌散的強(qiáng)化相。如Mg12Nd等,這些相無(wú)論是強(qiáng)度、抗腐蝕性、硬度等方面都遠(yuǎn)優(yōu)于AZ91基體中的Mg17Al12強(qiáng)化相。而且稀土元素對(duì)Mg的消耗也相應(yīng)減少M(fèi)g17Al12相的生成也是細(xì)化組織的一個(gè)重要方面[11]。在鑄造鎂合金Mg-6Al加入6％的Nd,由于減少了Mg-Al基體，增加了A11lNd3 和 Al2Nd相，其屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都得到了改善。

B. 加工工藝

a.表面機(jī)械加工處理法

表面機(jī)械加工處理法可以在金屬表面形成一層納米晶組織,這就便于在鎂合金表面引入硬度高、耐蝕性強(qiáng)的元素,在合金表面得到性能優(yōu)異的強(qiáng)化層。這一強(qiáng)化層與基體之間有一個(gè)梯度分布,因而結(jié)合牢固,不易脫落,相比于其它表面處理得到的強(qiáng)化層有較高的使用壽命。噴丸法屬于表面機(jī)械加工中很有效的一種處理方法,利用噴丸法進(jìn)行表面強(qiáng)化處理,不僅可以提高表面強(qiáng)度,而且能使表層與基體之間形成一層殘余壓應(yīng)力,這可以大大提高材料的抗疲勞性能,增強(qiáng)鎂合金作為結(jié)構(gòu)材料的強(qiáng)度,增加其使用壽命。鎂合金經(jīng)過(guò)噴丸處理后,表面形變層存在較大的殘余壓應(yīng)力。X射線衍射峰半高寬測(cè)量結(jié)果也已證實(shí),噴丸處理可造成樣品表層晶粒細(xì)化、點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度增高,即發(fā)生明顯的顯微組織強(qiáng)化效應(yīng)。這可以有效提高材料表層的屈服強(qiáng)度。

c. 動(dòng)態(tài)塑性變形

近年來(lái)對(duì)鎂合金室溫動(dòng)態(tài)力學(xué)性能研究主要集中在商用AZ系列合金上，對(duì)ZK 系列及變形強(qiáng)化鎂合金有少量涉獵。文獻(xiàn)[14]研究了3種鍛造鎂合金(AZ31B、AZ61A、ZK60A)的動(dòng)態(tài)拉伸性能與斷裂行為，初步結(jié)果表明在變形過(guò)程中，鎂合金抗拉強(qiáng)度隨著應(yīng)變率的增加而增加，具有正應(yīng)變率敏感效應(yīng)，正應(yīng)變率效應(yīng)可使鎂合金在變形過(guò)程中吸收更多能量。劉長(zhǎng)海[15] 研究了AZ31鎂合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)