2.5　新型镁合金

2.5.1　快速凝固镁合金

快速凝固工艺（RSP）因具有冷速高，能够细化合金显微组织和提高合金元素的固溶度，以及形成亚稳相或引入新相等特点，而受到广大研究者的关注。

20世纪50年代人们就开始采用快速凝固粉末挤压成形方法制备以ZK60A为代表的一些镁合金，该合金的挤压件仍保留快速凝固微细组织的特征。近年来，快速凝固工艺已用于开发新型变形镁合金并取得了重要进展。一般而言，镁合金的屈服强度和抗拉强度分别低于200MPa和300MPa。通常情况下，快速凝固超高强度镁合金的抗拉强度高于500MPa，比强度高于250MPa/（g/cm3），RSP工艺能显著提高镁合金室温力学性能、高温力学性能和抗腐蚀性能。

基于Mg-Al系，人们对添加了Zn、Ce、Nd、Si、Sr、Ca和混合稀土等元素的80余种不同成分的合金进行快速凝固工艺研究，结果表明，部分快速凝固合金在较高温度下的蠕变性能得到明显改善，而其他却因为微细晶粒内晶界滑移增强而加速蠕变变形。一些快速凝固镁合金呈现超塑性，在423K下就可以超塑性成形。此外，快速凝固镁合金显微组织细小且均匀，各种元素固溶度增加，从而抗蚀性得到明显改善（见图2-13）。几种快速凝固Mg-Ca合金挤压成形件力学性能见表2-19。从表中可以看出，Mg-Ca系列合金室温强度很高，并随材料强度提高伸长率大幅度下降。与室温性能相比，温度高于473K时材料强度下降幅度超过50%，说明Mg-Ca系超高强度镁合金可以应用于室温工作环境，但无法用于473～573K的环境中。

美国Allied Signal公司采用平面流铸造法制备出了已报道的性能最好的EA55RS变形镁合金型材，其挤压件性能与2024Al-T6合金相当，拉伸屈服强度达343MPa，压缩屈服强度达384MPa，抗拉强度423MPa，伸长率13%，腐蚀速率为0.25mm/a。

2.5.2　镁基非晶合金

非晶态镁合金具有无定形原子结构，与对应的晶态合金相比，力学性能大大提高，合金强度和延展性得到了明显改善。此外，由于其独特的原子无序结构，兼有一般金属和玻璃的特性，呈现独特的物理化学特性，如MgNi合金具有储氢性能。镁基合金具有较强的非晶形成能力，能在较低冷速下获得大块非晶，制备工艺简单。制备镁基非晶合金的方法主要有熔体快淬法、机械合金化、金属模铸造、高压压铸等。表2-20列出了采用单辊快淬法制备的镁基非晶合金种类。具有Mg-M-Ln组成的三元合金非晶化潜力最大，其中M是指Ni（图2-14）。

注：Ln指镧系金属，M指过渡元素Ni、Cu、Zn。

这类合金的共性是含有镧系金属元素。Mg-Y合金具有较负的混合焓，并且镧系原子尺寸比镁原子大，而铜、镍原子尺寸较小，如果三种原子聚合，局部应变能小。在熔融态金属的冷却过程中，以上两大因素会减少原子扩散，抑制晶体形核。

Mg-M-Ln系非晶具有比其他合金系更高的抗拉强度，镁基非晶合金的力学性能见表2-21。Mg-Ni-Y和Mg-Cu-Y合金抗拉强度最高，达800MPa以上，是传统的晶态镁基合金的两倍。Mg-Ca-Al和Mg-Ca-Ni合金强度比Mg-Ni-Y和Mg-Cu-Y合金低，但密度小，比强度仍很高。快速凝固Mg85Zn12Ce3合金具有非晶和晶态两种微结构，具有更高的抗拉强度，断裂前具有明显的塑性变形。晶态相中含有超细密排六方结构的镁锌和镁铈的过饱和固溶体，并在非晶相中均匀分布。淬火状态下，非晶带抗拉强度达665MPa，在383K下退火20s后强度超过930MPa.退火使平均颗粒尺寸从3nm增长到20nm。这些粒子有利于产生均匀的塑性变形。非晶合金为亚稳态材料，加热到某一临界温度TM会出现晶化现象。随着固溶量增加，TM增高，TM与熔点的比值可达0.64，从而非晶态镁合金热稳定性高，能获得大型铸件和带材。

镁基非晶合金不存在晶界、位错和层错等结构缺陷，也没有成分偏析和第二相析出，这种组织和成分均匀性使其具备了抗局部腐蚀的先决条件。同时非晶态合金自身活性高，能在表面迅速形成均匀钝化膜，从而非晶合金抗腐蚀性优良。Mg-Ca-Al、Mg-Y-Al和Mg-Y-M的耐蚀性十分优异。

2.5.3　镁基复合材料

镁基复合材料可提高镁合金的弹性模量和改善合金的耐磨性能、抗拉强度、高温强度以及抗蠕变性能。镁基复合材料主要采用石墨纤维、SiC颗粒、碳化硼颗粒和Al2O3纤维及颗粒作为增强体。增强体的性质、体积分数、形状和增强体与镁基体间的界面状况将影响材料的性能。由于镁的活性，许多增强体因受到侵蚀而对强化效果有损害。比较典型的镁基复合材料为ZC71/SiCp 12Vol%，其室温抗拉强度为400MPa、屈服强度为370MPa、伸长率为1%，并且150℃时的蠕变强度提高了一倍。与普通镁合金相比，具有较好的耐磨性和较低的热膨胀系数。美国海军部-斯坦福大学用冶金扩散焊接方法制备了Mg-Li/B4Cp复合材料，其比刚度比工业钛合金高22%，屈服强度提高，延展性优良。镁基体与增强颗粒的反应以及吸附颗粒表面的能力将增加熔体对增强颗粒的浸润性，从而使镁基体比铝更有优势。

采用压铸工艺制备的短纤维Saffil增强相的镁基复合材料中，不同的基体对应的材料抗拉强度数值比较，从图2-15中可以看出Cp-Mg基复合材料对应的强度数值比AZ91基和QE22基的复合材料要低。

连续碳纤维增强复合材料显示了很高的强度和模量值。通过真空压力浸透方法得到的碳纤维快干镁铝基复合材料，基体同界面结合良好，基本不发生反应，但存在着合金元素的集聚。非连续增强复合材料可通过各种工艺制成，整齐排列的氧化铝或SiC晶须增强相可产生较高的强度和优异的弹性模量值。在常规铸造条件下，对于SiC颗粒镁基复合材料而言，大多数SiC颗粒被推到晶界处聚集，而仅有少量的SiC颗粒夹杂在镁晶体中，因此性能不高。在相对应的氧化铝-镁基复合材料中，增强相氧化铝比较稳定，即使温度升高到1000K，二相之间也只发生很小程度的扩散。而在650～800℃进行等温加热，B4C颗粒在空气中则会发生氧化行为，产生一种非晶B2O3表面层。这种氧化层主导着界面反应、显微结构和氧化物复合材料的力学性能。

SiC、玻璃、Saffil Al2O3陶瓷等不同纤维增强的AZ91合金挤压铸件具有特殊的力学性能。453K下，16%（体积分数）Saffil纤维增强的AZ91合金挤压件的蠕变寿命比合金本身高1个数量级，疲劳极限是后者的两倍。通常，复合材料的室温弹性模量随纤维量的增加而线性增加。当Saffil纤维含量超过15%（体积分数）时，复合材料的延展性和断裂韧性非常低。颗粒增强镁合金锻件的力学性能有所改进，表2-22显示不同含量的SiC晶须对AZ31镁合金的性能影响，经20%（体积分数）SiC晶须增强的AZ31合金挤压件弹性模量增加了两倍多，伸长率从15%下降至1%。

采用SiC、Al2O3和碳纤维增强超轻Mg-Li合金时，在加热制备过程中因锂易与除SiC外的纤维发生反应而出现纤维降解。Mg-Li合金中锂及合金晶格空位活性高，低温力学性能不稳定，纤维末端局部应力将连续释放并具有很高的应变速率。