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1、AZ91D 镁合金镁合金具有密度小，良好的切削加工性、尺寸稳定性、铸造成型性及表面装饰性等诸 多优点而受到广泛关注。但镁合金变形困难，耐热和耐蚀性差，再加上系统研究镁合金的历 史还比较短，因此基础研究明显滞后于应用。AZ91D镁合金是开发最早、应用最为广泛的 镁合金之一。为不断扩大该合金的产业化应用，国内外从多个方面开展了大量工作但总体 来说缺乏系统性。国内外有关AZ91D镁合金组织与合金相、力学性能、表面处理技术和加 工工艺方面的最新研究进展，以期抛砖引玉，推动AZ91D镁合金的深入发展。1、组织与合金相1.1 铸态组织及合金相一般认为铸态AZ91D镁合金主要由a-Mg、离异卩-Mg17A1
2、12相和共晶组织（a-Mg+卩- Mg17A112）组成，共晶组织（a+P）主要分布在晶界，呈薄片状或层状。而离异卩相则主要 分布在晶体内部。有研究表明，在Mg-AI合金中Al存在明显的偏析。从晶粒内部至晶界逐 渐增加.但未见详细分析。晶界区域的富铝区实际为共晶组织（a+P）中的仅相。其铝含量 略低于P相的铝含量而不足以进一步形成P相，最终以共晶相形式长大。可以推断其铝含量 必然高于初生仅的铝含量。已有研究者在AM50镁合金中观察到了类似的组织。离异P相 的形成与非平衡凝固有关，在晶体内部的某些区域。在快速凝固过程皿元素来不及扩散至 晶界附近。首先形成了 P 相，而此时的共晶仅相与初生仅相混合
3、在一起，呈现出离异共晶的 形态。可以推测。如果冷却速度进一步加快。共晶组织和离异组织都会被抑制。徐春杰等通 过对比常规凝固和快速凝固薄带AZ91D镁合金的差热分析曲线证实了这一推断。研究发现， 前者在450C左右有明显的DTA峰（卩相的熔化峰），而后者组织为单相过饱和a固溶体.无 明显的 DTA 峰。Mn在AZ91合金中主要以固溶和形成金属间化合物两种形态存在。据报道Mg-Al系镁 合金中的Al-Mn金属间化合物主要有A16Mn、A14Mn、AlMn及Al8Mn5四种，形状主要有 针状、十字状、花朵状及颗粒状；大小为 0.1-30um。 Lun SinS 等采用石膏模熔模铸造技术 研究了 AZ
4、91D镁合金中的Al-Mn相的特征。研究发现在试样的表面有呈颗粒状或十字状弥 散分布的 Al8Mn5 相存在。 Haitham ElKadiri 等在 AM50 镁合金中发现了颗粒状的 Al6Mn 相。曾荣昌等在挤压AM60和AM50镁合金中发现了 AlMn相。综上所述，铸态AZ91D镁合金中主要包含a-Mg、沿晶界分布的共晶组织(仅a-Mg+ P-Mg17A112)、晶内弥散分布的离异卩-Mg17A112相、A18Mn5相，有可能包含A16Mn，Al 4Mn及Al-Mn等金属间化合物。相比其它组织而言，国内外有关Al-Mn相的精细研究很少。1.2热处理对组织及合金相的影响AZ91D是可热处理
5、强化的镁合金，但其固溶时效强化过程中的许多组织或合金相还没 有得到完全认识和控制。于宝义等研究表明，AZ91D镁合金经410Cx9h固溶处理后采用空 冷与水冷相比，前者中第二相增多，而且第二相组织明显粗大。最终导致力学性能下降。挤 压管件组织经固溶后时效处理，最明显的特征是第二相的数量明显增多。与固溶后水淬加时 效处理的组织相比。经过固溶空冷加时效处理的组织中的第二相卩相更加细小，且分布更加 均匀弥散。从而具有较好的力学性能。肖晓铃等人系统研究了 AZ91D镁合金中时效析出的卩相的形态和晶体学特征。研究表 明，AZ91D镁合金经固溶时效处理后有四种不同形态和位相关系的卩析出。第一类析出相 与基
6、体保持Burgers位向关系，惯习面为(0001)a/(110)y,主要呈板条状，是时效析出的主要 相：第二类是其轴线与基面(0001)垂直的六棱柱体.六个棱柱面都是1100a/110卩与基体 保持对称性好的Crawley位向关系：第三类是与第二类相似的短棱柱体，只是第三类的轴线 偏离基面(0001)。周嘉萍等发现了第四类呈等轴状、数量极少的卩相，与基体的取向关系为 1100a/110y，1210a/110y。罗承萍等进一步分析得出，AZ91D镁合金时效强化的效 果不明显。与占析出总量 90%以上的第一类析出相的形态和晶体学特征有关。因为第一类 析出相与基面滑移面(0001)平行，不能有效阻碍
7、位错的滑移：而第二类和第三类析出相与基 面垂直或者斜交，但由于数量少，仍然起不到很强的强化效果。周嘉萍等人发现的第四类呈 等轴形状相的位相和数量也不能成为主要的时效强化相。毫无疑问，要提高AZ91D镁合金 的时效强化效果应该通过合金化法或适当的热处理抑制第一类相的析出，同时增加第二、三 类析出相的数量。但目前未见相关的报道，因此也非常有必要深人研究。合金化一直是人们期望提高镁合金综合性能的有效方法，尤其是近年来人们对稀土元 素的特殊性能的认识不断提高。国内外已开展了大量工作，研究了稀土元素对AZ91D镁合 金组织和性能的影响；廉价元素Ca和Si则是除稀土元素之外研究较多的合金元素。樊昱等研究表
8、明，在AZ91D中加人质量分数为1%的La时，可形成(Al，Mg) llLa 3相，同时细化卩相，并使之呈类网状结构，但当La达到2%时，过多的La导致镁合金基 体a相的Al含量大大降低。吴国华等研究表明。Y会强烈地细化AZ91D合金的组织。并在 合金中生成方块状的A16Mn6Y相及杆状的A12Y相。王梅等研究发现，锑的加人可使AZ9 1D合金的B脆性相由连续网状分布逐渐变为离散状。并形成新相Mg3Sb2。Mg3Sb2既作为 异质形核核心细化组织。又会聚集在固液界面前沿抑制晶体的长大，从而对合金起到细化晶 粒的作用。艾庐山等研究表明。Ce对AZ91D镁合金具有明显的变质效果。加人0.8%Ce
9、后, 合金晶界上的离异共晶B相基本上断裂成骨骼状；加人1.2%稀土 Ce后，枝晶变细，共晶B 相完全变为颗粒相，弥散分布于晶界处。微结构分析发现，组织中出现了分布于晶界处的杆 状Al10Ce2Mn7化合物。郑伟超等研究发现.混合稀土会与AZ91D合金中Al8 (Fe, Mn) 5或e-AlMn相反应生成Al-Re-Mn三元相，减少了合金熔体中异质形核核心的数目.从而 导致晶粒和枝晶的粗化。黄正华等研究表明，复合添加Ce和Si后AZ91D合金组织中分别 生成杆状A14Ce和汉字状Mg2Si相.而加入Ca后无新相生成，加入的Ca主要固溶于B相 中。而李培杰等研究表明，往AZ91D合金中添加少量的C
10、a(v1.0%),会有Al2Ca相在晶界 的偏聚，使得合金的基体脆化。2、力学性能的改善与提高为提高AZ91D镁合金的力学性能，国内外开展了大量工作，概括起来包括两个方面： 通过合金化改善组织.形成稳定性高、分布均匀细小的二次相；通过适当的塑性变形细 化组织和二次相。如前所述，稀土元素、Ca和Si仍然是主要研究的合金元素。镁合金AZ91D中加入质 量分数为1%的La时，合金在常温下的抗拉强度和伸长率分别增大了 21%和101.2%.镁合金 AZ91D中加入2%的Ce时，合金在常温下的抗拉强度和伸长率分别增大了 19-3%和104.0%。 Y会强烈地细化合金组织，少量的Y能显著提高合金的力学性能
11、，当Y含量(质量分数)达 到1.5%时，合金得到最佳的力学性能。另外，含Y的AZ91D合金固溶处理后硬度及抗拉 强度皆高于原AZ91D合金。并且Y会推迟镁合金的时效过程，延长时效峰值的到来时间。 锑在镁合金中生成的新相Mg3Sb2既作为异质形核核心细化组织。又会聚集在固液界面前沿 抑制晶体的长大，从而对镁合金起到细化晶粒的作用。添加混合稀土降低了 AZ91D镁合金 的室温强度，但提高了合金的高温强度和伸长率。而Si和Ca的加入却降低合金室温综合力 学性能往AZ91D合金中复合添加Ca和Sr可以克服单个元素的缺点，细化AZ91D合金的 晶粒尺寸。提高合金的综合力学性能。徐春杰等研究表明，热挤压变
12、形可以细化其微观组织，显著提高 AZ91D 合金的抗拉强 度、伸长率及硬度。在此过程中合金相有足够的独立滑移系可以启动，棱面滑移和基面滑移 共同作用发生局部大变形，仅沿挤压方向呈细条带状，卩相分布于仅条带间。经单次挤压变 形的组织不均匀，边缘组织细小，心部组织粗大。于宝义等研究了挤压AZ91D合金管件的 力学性能，发现挤压比为7.125时.抗拉强度达到最大值306.9MPa,伸长率达到最大值10. 1%。当挤压比继续升高时，抗拉强度和伸长率均出现下降的趋势，试验发现在高于再结晶 温度（430C ）时，通过调整挤压比，控制再结晶程度。能够获得具有良好力学能的AZ91 D 镁合金管件。3、表面处理
13、技术新方法Shigematsu等采用铝粉将AZ91D镁合金包覆后在惰性气体保护下，于450C进行热处 理.在试样表面形成铝涂层，但因涂层疏松.对基体的耐蚀性能没有提高。 Christoglou Ch 等在选用NH4C1、NH4I、I2作为反应催化剂的条件下，通过PBCVD方法成功地在镁合 金表面沉积铝保护层。通过火焰热喷涂铝在AZ91D镁合金表面获得铝涂层.并经430-450C 扩散处理，提高涂层的致密度和附着力。成功地在AZ91D镁合金表面制得具有连续和完整 的铝涂层，其耐中性盐雾实验可达1000h以上。生产成本与微弧氧化表面处理工艺相当。Zhu Liqun等将化学镀和热扩散处理相结合，在A
14、Z91D镁合金表面成功获得锌一锡复 合涂层。首先用传统的化学镀方法在AZ91D镁合金表面重复镀一层锌和一层锡，然后在（1 90+10）C保温12h。研究发现由于锡的扩散作用，在合金表面形成了一个三层结构的涂层： 内层为由Sn和Mg2Sn组成，较致密：中间层由Zn和ZnO组成的化学镀层，最外层为疏松 多孔的Sn金属层。整个涂层与基体结合紧密，可提高合金的耐蚀性能。4、AZ91D镁合金半固态成形技术半固态成形技术与传统液态铸造成形相比，具有成形温度低（镁合金可降低100C左 右），延长模具的寿命，改善生产条件和环境，细化晶粒。减少气孔、缩孔，提高组织致密 性，提高铸件质量等优点。近年来，国内外针对
15、AZ91D镁合金半固态成形技术进行了大量 研究，以期提高该合金的力学性能、耐蚀性能和加工性能。毛卫民等研究了电磁搅拌下半固态AZ91D镁合金的组织，结果表明，在电磁搅拌作用 下AZ91D镁合金组织中的初生a-Mg得到明显细化，初生a-Mg转变为细小的蔷薇状或球状。 电磁搅拌功率越大，球状初生仅。 Mg 越少，晶粒越细小；研究还表明，传统凝固条件下初 生仅a-Mg为典型枝晶。且由6个互成60。的二次枝晶臂组成，而在电磁搅拌条件下初生仅。 Mg变成蔷薇状或球状，若搅拌频率低，将有大量的蔷薇状初生仅a-Mg颗粒。提高搅拌频 率，蔷薇状初生仅a-Mg颗粒消失，转化成球状颗粒。李元东等研究了应变诱发熔化
16、激活法(SIMA)对AZ91D镁合金组织的影响，发现AZ91D经20%、30%预变形后，在570C或 更高的半固态温度状态下保温一段时间，液相率均可达 50%以上，可获得理想的半固态非 枝晶组织。康彦等研究了搅拌工艺参数对SIMA法半固态AZ91D镁合金组织的影响。结果 表明：镁合金半固态等温搅拌温度在570580C，搅拌时间为6-9min时，获得的组织均匀 细小。搅拌时间过长，晶粒尺寸反而有所增大。搅拌温度影响固相率，从而也影响到固相晶 粒的圆整度。李元东等还研究了 AZ91D镁合金在半固态等温处理过程中的组织变化，结果 表明，在570C进行保温处理，随着时间的延长，镁合金组织的初生仅。a-Mg逐渐转变为 球状状态，并均匀悬浮于液相中，而且变质后的镁合金更容易进行这种转变，初生a-Mg的 尺寸也有所减小。李东南等采用双螺杆机械搅拌法制浆技术与半固态流变压铸成形工艺相结 合，直接在压铸机的压射室中成功地制备出优质半固态镁合金坯料，大大节约了模具的
