稀土镁合金

稀土镁合金 稀土就是化学元素周期表中镧系元素——镧(La)、铈(Ce)、镨(Pr)、钕(Nd)、钷(Pm)、钐(Sm)、铕(Eu)、钆(Gd)、铽(Tb)、镝(Dy)、钬(Ho)、铒(Er)、铥(Tm)、镱(Yb)、镥(Lu)，以及与镧系的15个元素密切相关的两个元素——钪(Sc)和钇(Y)共17种元素，称为稀土元素(Rare Earth)。简称稀土(RE 或R)。

1. Mg-Al-RE 系镁合金组织与性能

摘要: 通过铸造和挤压变形工艺, 研究了AE (Mg-Al-RE)系合金的显微组织及稀土和铝含量的变化对AE 系合金显微组织和力学性能的影响. 实验结果表明: AE 系合金的铸态显微组织由M g α-基体相和沿晶界分布的Al4RE, 1712M g A l 相组成. 随着稀土含量的增加,

1712M g A l 相逐渐消失, 4A l R E 相的体积分数增加, 并逐渐沿晶界处形成连续网状结构.

挤压实验结果显示: AE 系合金具有良好的形变加工性能, 挤压后合金的强度和塑性均比铸态合金大幅度提高. 稀土元素的加入对合金形变过程中的动态再结晶有一定的抑制作用. 在AE 系稀土镁合金中增加Al 含量, 可以使合金的综合力学性能上升到一个较高的水平. 结论

1) AE 系合金的铸态显微组织由M g α-基体和沿晶界分布的4A l R E 及1712M g A l 相组成.

随着稀土加入量的增加, 1712M g A l 相在显微组织中逐渐消失, 4A l R E 体积分数增加, 并

逐渐沿晶界处形成连续网状.

2) AE 系列合金具有良好的形变加工性能. 挤压后合金的强度和塑性均比铸态合金大幅度提高.稀土元素的加入对合金形变过程中的动态再结晶有一定的抑制作用.

3)在AE 系稀土镁合金中增加A l 含量可以使合金的综合力学性能上升到一个较高的水平.

2. 高性能稀土镁合金的研发现状及应用

摘要:介绍高性能稀土镁合金中的铸造稀土镁合金、快速凝固稀土镁合金、变形稀土镁合金、稀土耐热镁合金、稀土阻燃镁合金,并对高性能稀土镁合金在国内外的研发现状及在军民品上的应用状况作了较详细的叙述.

1 稀土镁合金的研发动向

1. 1铸造稀土镁合金

传统的镁合金耐热、抗高温蠕变等性能较差,通常只能用于120 ℃以下的场合,达不到交通工具发动机和传动部件需要耐温150～200 ℃、250 ℃甚至更高的要求,从而限制了它的应用. 围绕着如何提高铸造镁合金的力学、耐腐蚀、耐高温、抗蠕变等性能,研究人员对稀土作为

镁合金添加剂或合金元素的作用进行了大量研究,取得了瞩目的成绩

1. 2快速凝固稀土镁合金

快速凝固工艺的原理适于改进镁合金的力学性能. 由于冷却速率相当快,可获得在传统铸造工艺条件下得不到的铸件成分、相结构,如晶粒细小、无偏析、过饱和固溶、亚稳相、化合物细小弥散等. 快速凝固是最新发展的一类制备高性能材料的先进技术,使镁合金的开发进入一个崭新的领域.

快速凝固技术的三大类(雾化、流铸和原处熔化) 都可以用于镁合金的生产.通过快速冷却制备的凝固镁合金,由于大量超过平衡溶度的稀土元素固溶到镁中可以大幅度地降低轴比

( c/a) ,扩展α- Mg 的固溶区间,激发新的滑移系,从而提高镁合金的塑性变形能力; 也可提高镁合金微观组织的均匀性,避免局部微电池作用,降低了镁合金的腐蚀趋势.

1.3 变形稀土镁合金

变形稀土镁合金比铸造镁合金具有更高的强度、更好的塑性. 研究表明镁合金在热变形后,组织得到了显著细化,铸造组织缺陷被消除,使得产品的综合力学性能大大提高[2 ] . 发展变形镁合金制品可使镁合金更大地应用于结构件上,如轧制的薄板或厚板、挤压材和锻件. 但由于变形镁合金的开发与研究不够充分,有关稀土对其组织性能影响的研究远不如稀土在铸造镁合金中的研究那么深入和充分,相关的公开专题研究报道相对较少.

1.4 稀土耐热镁合金

耐热性差是阻碍镁合金广泛应用的主要原因之一. 当温度升高时,它的强度和抗蠕变性能大幅度下降,使它难以作为关键零件(如发动机零件) 材料在汽车等工业中得到更广泛的应用.

1.5 稀土阻燃镁合金

镁合金常用的阻燃方法为熔剂保护和SF6 混合气体保护;但相对而言,合金化阻燃是一种更理想的阻燃方法. 其机理是在合金中添加特定的合金元素来影响合金氧化的热力学反应与动力学过程,形成具有保护作用的致密的氧化膜,达到阻止合金剧烈氧化的目的. 与熔剂保护和SF6 气体保护相比,合金化阻燃可以消除熔剂夹杂,提高合金的力学性能与抗腐蚀性,消除有害气体对大气的污染. 通过合金化的方法来达到阻燃的目的将是镁合金熔炼阻燃的发展方向.

稀土在镁合金中的主要作用与效果

熔体净化作用

稀土元素在镁合金熔体中具有除氢、除氧、除硫、除铁、除夹杂物的作用, 达到除气精炼、净化熔体的效果。

熔体保护作用

镁合金在熔炼过程中极易氧化燃烧, 目前工业生产镁合金一般采用熔剂覆盖或气体保护法熔炼, 但都存在不少缺点, 如果能够提高镁合金熔体自身的起燃温度则有可能实现镁合金大气下直接熔炼, 这对镁合金的进一步推广应用意义重大。稀土是镁合金熔体的表面活性元素, 能够在熔体表面形成致密的复合氧化物膜, 有效阻止熔体和大气的接触, 大大提高镁合金熔体起燃温度。

细晶强化作用

稀土元素在固液界面前沿富集引起成分过冷, 过冷区形成新的形核带而形成细等轴晶, 此外稀土的富集使其起到阻碍α-Mg晶粒长大的作用, 进一步促进了晶粒的细化。根据Hall2Petch 公式, 合金的强度随晶粒尺寸的细化而增加, 并且相对体心立方和面心立方晶体而言, 晶粒尺寸对密排六方金属强度影响更大, 因此镁合金晶粒细化产生的强化效果极为显著。

固溶强化作用

大部分稀土元素在镁中具有较高的固溶度, 当稀土元素固溶于镁基体时，由于稀土元素与镁的原子半径和弹性模量的差异，使镁基体产生点阵畸变。由此产生的应力将阻碍位错运动，从而使镁基体得到强化。稀土元素固溶强化的作用主要是减慢原子扩散速率, 阻碍位错运动, 从而强化基体, 提高合金的强度和高温蠕变性能。

弥散强化作用

稀土与镁或其他合金化元素在合金凝固过程中形成稳定的金属间化合物,这些含稀土的金属间化合物一般具有高熔点、高热稳定性等特点, 它们呈细小化合物粒子弥散分布于晶界和晶内, 在高温下可以钉扎晶界, 抑制晶界滑移, 同时阻碍位错运动, 强化合金基体。

时效沉淀强化作用

稀土元素在镁中所具有的较高固溶度随温度降低而降低, 当处于高温下的单相固溶体快速冷却时, 形成不稳定的过饱和固溶体, 经过长时间的时效, 则形成细小而弥散的析出沉淀相。析出相与位错之间交互作用, 提高合金的强度。

镁合金中常用稀土元素

稀土Y

Y加入到镁合金中可明显细化组织的晶粒大小。白云等[1]研究了Y对铸造镁合金Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr的微观组织和力学性能的影响，结果表明：由于Y的加入，试样组织的平均晶粒尺寸有效减小（由57 μm 降为39 μm）。Y可以提高镁合金的耐腐蚀性能。齐伟光等[2] 研究了Y对AZ91D镁合金微观组织和腐蚀性能影响，结果表明：结果表明：AZ91D镁合金加入Y后，显微组织主要由α-Mg基体相、B相Mg17Al12、Al2Y相和Al6Mn6Y相组成。加入1％Y能显著降低合金的腐蚀速度，提高合金的平衡电位和腐蚀电位，降低腐蚀电流。Y可以明显提高镁合金的力学性能。李建平等[3]在高强韧铸造镁合金显微组织和性能的研究中，研究了不同稀土Y 含量(O％、1．2％、2．2％、3．2％和4．2wt％)对GZKl000镁合金的显微组织及其室温拉伸性能和物理性能的影响在GZKl000合金中加入Y元素(0～4．2％wt)可以提高铸卷GZKl000的抗拉强度，其延伸率也相应有所提高，当Y含量为3．2％wt时，其抗拉强度和延伸率都达到最大，抗拉强度达到237MPa，延伸率达到7.2％；经过固溶时效处理后合金的显微组织由经过固溶时效处理后合金的显微组织由α-Mg、Mg5Gd和Mg24Y5组成α-Mg、Mg5Gd和Mg24Y5组成。

稀土Ce

Ce加入到镁合金中，可以明显细化组织晶粒。黎文献等[4]研究了Ce对Mg-Al 镁合金晶粒尺寸的影响，。在Mg-Al系AZ31合金中添加微量稀土元素Ce，可明显细化合金晶粒，当Ce的加入量为了0．8％时，晶粒细化效果最好，由未细化前的约300 u m下降到约20～40μm。Ce在镁及镁合金中的细化作用是由于稀途元素在凝固过程中固／液界面前沿富集而引起成分过冷，过冷区形成新的形核带而形成细等轴晶。凝固过程中溶质再分配造成固液界面前沿成分过冷度增大是稀土元素细化镁及镁合金的主要机理。此外，稀土在固／液界面前沿的富集使其起到阻碍α-Mg晶粒长大的作用，进一步促进了晶粒的细化。Ce可提高镁合金的抗氧化燃烧性。赵洪金等[5]研究了稀土元素Ce对AZ91D镁合金燃点的影响：利用自行开发的温度采集系统，测试了加入少量稀土元素Ce的块状AZ91D镁合金及其熔体在加热过程中表面与心部的温度．时间曲线。随Ce含量的增加，氧化点与燃烧点均呈上升趋势。w(Ce)=1％时，氧化点与燃烧点的平均值较AZ91D的分别提高了33℃和61℃。Ce可以改善镁合金的力学性能。陈芙蓉等[6]研究了Ce对AZ91D镁合金组织和力学性能的影响。Ce加入到镁合金组织后，细化合金组织起到细晶强化作用；使网状的β相细小并弥散分布于晶界上；同时在晶界形成弥散分布的Al4Ce化合物起到第二相强化作用，当Ce含量为0．69％时，含金的抗拉强度、屈服强度、伸长率及硬度分刺比AZ91D 镁合金提高15．8％、8.7％、140％及15．7％，其综合力学性能达到最佳。Ce 能够改善镁合金的耐腐蚀性能。杨洁等[7]研究了Ce对AZ91镁合金微观组织及耐蚀性的影响，结果表明：Ce细化了合金的微观组织，使β—Mg17Al12相变得断续、弥

散，成分分布更为均匀，生成了A14Ce相及Mg—Al—Mn—Ce—Fe的金属间化合物；稀土Ce使合金在3．5％NaCl溶液中的自腐蚀电位升高，与Al、O生成了不连续的保护性氧化膜，提高了合金的耐腐蚀性能；添加0.5％Ce时合金的耐蚀性最佳。

稀土Nd

Z.L. Ning等研究了Nd对Mg–0.3Zn–0.32Zr 合金微观结构和力学性能的影响。当合金中Nd的加入量由0.21% 逐渐增加至 2.65%时，合金的的晶粒尺寸由120μm 减小至60μm，同时晶粒形态从六面体结构转变为类似玫瑰状结构。当Nd的加入量小于0.84% 时，Nd能够完全溶入镁基体中，铸锭中只有单相的α-Mg，当Nd的加入量超过1.62%，通过X射线衍射仪测试发现在晶界和晶界三角区有金属间化合物Mg12Nd生成。晶粒和晶界中的Mg12Nd相能够锁定晶界，减少晶界限滑移和位错滑移，能够明显改善镁合金高温下的抗拉强度，和屈服强度，同时伸长率稍有降低。Li Mingzhao[8]等利用金相显微镜，SEM, EDS, XRD等手段研究了Nd对AZ31镁合金微观结构和力学性能。结果表明：在AZ31镁合金中加入微量的Nd能够在晶界和α-Mg相中生成金属间化合物Al2Nd 和Mg12Nd ，Nd的吸收率高达95%，能够明显改善AZ31镁合金的微观结构和提高合金的力学性能。在AZ31镁合金中加入0.6wt%，抗拉强度达到245 MPa, 屈服强度为171 Mpa 延伸率为9%。侯志丹研究了Nd 对ZK60腐蚀性能的影响，研究表明ZK60-1%Nd 合金由α-Mg 基体和晶界的MgZn 相、MgZn2 相和Mg12Nd 相组成。晶界结构较为连续和紧实，晶界宽而明显，晶粒更为细小，大量带状或链状组织相互连接成网状，且晶界的Nd 与O 结合生成Nd2O3 钝化膜，Nd的加入可明显提高ZK60合金在3．5％NaCl水溶液中的耐蚀性。Yan Jingli等[10]研究了Mg–2wt.%Nd镁合金的蠕变性能。在150至250?C，应力30至110 Mpa的条件下，在固溶强化和析出强化的作用下合金表现出良好的抗蠕变性能。在蠕变过程中有细小的沉淀物析出，这对限制位错的运动起到了重要作用。

稀土Gd

Jie Yang等[11]研究了Gd对Mg–4.5Zn合金微观组织和力学性能的影响。结果表明，随着Gd的加入，合金的晶粒尺寸逐渐细化，生成了Mg5Gd和Mg3Gd2Zn3相，加入Gd后，合金的强度大大提高。当Gd的加入量为1.5%时，合金的强度最高，抗拉强度和屈服强度分别为231MPa 和113 Mpa。和未加入Gd前的Mg–4.5Zn合金相比，抗拉强度和屈服强度分别提高了22 MPa and 56Mpa。合金强化的主要和晶粒细化，Mg5Gd和Mg3Gd2Zn3相的强化作用以及Gd原子溶于镁基体的强化效果有关。Gd对镁合金腐蚀性能的影响。王萍等[12]采用电化学方法研究了Gd含量对ZK60系镁合金在3．5％NaCI溶液中的腐蚀行为，并用金相显微镜、SEM观察了铸态显微组织及腐蚀形貌，对腐蚀产物进行了XRD分析。结果表明：稀土元素Gd可以细化合金晶粒，减少粗大共晶相MgZn的含量；在3．5％NaCI溶液中，腐蚀产物主要Mg(OH)2；通过极化曲线测试，ZK60+1．6％Gd合金耐蚀性最好。在Cl作用下，腐蚀以点蚀为主，同时会形成以第二相MgZn和Mg5Gd为阴极，α-Mg为阳极的电偶腐蚀。

稀土La

吴国华[13]等研究了稀土La对AZ91D镁合金在NaCl溶液中耐蚀性的影响，AZ9lD合金中加入1％La(质量分数)后，不但形成了条状的A111La3相和块状的Al8LaMn4相，而且在粗大p相(Mgl7All2)周围形成了许多细小的层片状β相，并使β相进一步网状化．这些细小的层片状p相明显阻碍了腐蚀的扩展，提高了AZ91D镁合金的耐蚀性．条状的Al11La3相和块状的Al8LaMn4相都属于阴极耐蚀相．其中Al11La3相由于较小的阴极面积，对加速其周围镁基体的腐蚀不起明显作用；而块状的Al8LaMn4相阴极面积较大，与基体构成微电偶腐蚀，加速了基体的腐蚀．Jinghuai Zhang等[14]研究了富Ce稀土和La对Mg–4Al–0.4Mn镁合金的影响。研究表明：在Mg–4Al–4RE–0.4Mn (RE = Ce-rich mischmetal)合金中，沿着晶界有Al11RE3 andAl2RE两种相生成，而在Mg–4Al–4La–0.4Mn合金中的主要相为α-Mg 相和Al11La3相。Al11La3相占据着晶界的大部分区域，且有着复杂的形态。当用La代替富Ce稀土加入到Mg–4Al–0.4Mn镁合金中，改善了晶粒尺寸，并使晶界相分布一致性能，极大的提高Mg–4Al–0.4Mn镁合金的抗拉强度。在室温下，Mg–4Al–4La–0.4Mn的抗拉强度，屈服极限，延伸率分别为264 Mpa，146 Mpa，13%，优于Mg–4Al–4RE–0.4Mn的247Mpa，140Mpa，11%。Mg–4Al–4La–0.4Mn合金晶体附近范围内的微观结构的稳定性明显优于Mg–4Al–4RE–0.4Mn合金，其原因是Al11La3 的热力学稳定性优于Al11RE3。在蠕变测试中，Al11La3相能够有效阻碍晶界附近的晶界滑移和位错运动。在Mg–4Al–0.4Mn镁合金中加入La后的力学性能明显优于在合金中加入富Ce稀土。

耐热镁合金

（1）合金耐热性的基本概念

合金的耐热性包括合金的热强性与热稳定性。热强性是指合金在高温长时间作用下具有一定的抵抗变形和断裂的能力。热稳定性是指合金在高温长时间应力作用下具有抗氧化及抗腐蚀的能力。

合金的蠕变强度、持久强度及高温疲劳强度均反映合金的热强性。其中合金的蠕变强度是度量合金耐热性的重要指标。蠕变是一个高温条件下缓慢的塑性变形过程，与常温拉伸过程相比，在微观机制上不仅滑移系增多而且还有晶界滑移。根据VonMises准则，多晶体材料产生塑性变形并在晶界上仍然保持其完整性，每个晶粒必须至少有五个独立的滑移系。镁合金独立的滑移系很少，但在蠕变过程中晶界滑移将提供另外两个有效的滑移系。此时满足上述准则。由于镁合金滑移系很少，因此残留的晶界位错将有很大的柏氏矢量，在晶界处的的应变水平将很高，在高温应力作用下镁合金比铝合金更容易产生晶界滑移。对耐热镁合

金设计来说阻止晶界滑移和限制位错运动同等重要。晶界处因晶格缺陷较多使原子扩散迁移速度加快，导致晶界强度降低。

（2）常用镁合金的高温性能

常用镁合金加入特殊合金元素如Ce、Ca、Sr、Ba能改善镁合金的高温性能。

1）含钍镁合金

含钍镁合金（HM21A、HM31A、MA13、BM11）中，相组成是钍和锰溶于镁形成的固溶体、Mg23Th6和α（Mn）相，其中Mg23Th6是合金中的耐热相。经测定，20C?、150 C?、200 C?、250 C?和300 C?下Mg23Th6相的显微硬度分别为234MPa、210 MPa、190 MPa、161 MPa和139 MPa，Mg23Th6相在高温下有很高的热稳定性，从而也就显著提高了含钍镁合金的抗蠕变性能。

2）镁锰稀土系合金

镁锰稀土系合金中，因镁锰不起作用，稀土元素在镁中的溶解度又很小，故存在α（Mn）相外，一般认为镁与镧、铈、钕形成二元化合物Mg12RE，也有人认为是Mg9RE。镁与钇生成二元化合物Mg24Y5。稀土元素与镁所生成的相既是强化相又是耐热相，强化效果随稀土元素在镁中的溶解度的增大而提高，但强化相的耐热作用不如Mg23Th6。MB8合金中因铈含量少，通常观察不到Mg12Ce相。镁—锌—锆—稀土系合金中，除Mg12RE外，一般认为可形成Mg-Zn-RE三元相作为强化相和耐热相。

3）Mg-Al-Ca系铸造合金

Ca与镁形成具有六方MgZn2型结构的高熔点Mg2Ca相，在改善镁合金的蠕变性能方面起了重要作用。前苏联报道了Ca加入Mg-Al-Zn砂型铸造镁合金中提高合金的抗拉强度和蠕变性能。随后，开发了可在150~200C

?下铸态下长期工作的镁合金（5.0~6.5wt%Al，0.3~0.5wt%Zn，0.3~0.6wt%Mn,0.2~0.5wt%Ca）。但最近的研究表明钙的加入量超过1wt%易产生热烈。Mg-（3~9）wt%Al-（1~5）wt%Ca的系统实验研究表明，Ca能提高350C

?以下的高温硬度。当Ca/Al>0.8时，除Al2Ca外还会析出Mg2Ca耐热相使合金在在中温条件下具有优异的耐热性能。此外，Sr（加入量通常为1/5Ca）、Ba的性质与Ca相近。

4）Mg-Al-Si-Mn系镁合金

20世纪70年代德国大众公司开发成功了替代AZ80生产其Beetle空冷发动机曲轴箱的AS系耐热压铸镁合金（A841和AS21），该合金可在150C?以下的场合工作。AS系耐热压铸镁合金的强化机理为晶界处形成细小弥散分布的稳定析出相Mg2Si,它具有CaF2型面心立方结构，较高的熔点（1085C

?）和硬度（HV460）、较低的密度（1.9g.cm-3）和热膨胀系数（7.5?10-5K-1）。AS21的蠕变强度和抗蠕变温度高于AS41，但室温抗拉强度、屈服强度和铸造性能却较差。AS41在温度高达175C

?时的蠕变强度稍高于AZ91和AM60，且具有较好的伸长率、抗拉强度和屈服强度，大众公司用AS41生产的零件还有风扇壳体和发动机支架。AS系镁合金的缺陷在于：（a）压铸性能差，因为合金的流动性因含铝量降低而变差，同时硅提高了液相线温度，因而浇注温度要求较高；（b）不能用于砂型铸造。因为铝不仅改变了Mg-Si相图的共晶温度和共晶成分，而且还影响Mg2Si相的形态，在铝含量较低时，共晶Mg-Si相易呈汉子形。因而会降低合金的强度和韧性。

5）AE（Mg-AFRE）系镁合金

AE系镁合金中的RE能与Al结合而不会与Mg形成化合物相或Mg-Al-RE三元相，Al-RE相主要为具有体心正交晶体结构的相（RE为La、Nd、Ce及Pr）和立方拉维斯晶型的A12RE（RE为Y或Nd）。当RE/Al>1.4时，还出现其他的富RE的Al-RE相或Mg12RE 相，含锰时RE与Mn、Al还会形成团状三角系晶体结构的Al10RE2Mn7相。

AE42压铸镁合金由于加有混合稀土，在晶界上形成弥散分布的金属间化合物Mg2RE，其蠕变强度比传统的耐热镁合金AS21几乎提高了一倍。

在压铸条件下AE合金具有优异高温性能主要取决于稀土元素的固溶强化作用和弥散分布的跨晶界的Al n RE3对相邻晶粒的钉扎作用，熔点更高的Al n RE3相（1200C?），比Mg2Si

具有更高的热稳定性。此外，AE合金与AS相比，因RE与Al结合减少了形成β相的数量，

因而也提高了合金的高温性能。

（3）改善合金耐热性的途径

1）弥散化合物强化

前面所提的镁合金的弥散相具有很高的熔点并在基体中溶解度很小，其强化温度大大提高。目前应用的所有镁合金都是析出型强化合金，开发弥散强化的耐热镁合金是扩大镁合金至高温应用的潜在途径，据报道ITM已在实验室中开发了两种弥散强化的镁合金。

2）固溶强化

固溶强化是通过合金中加入溶质元素提高其均匀化温度和弹性模量，减慢扩散和自扩散过程，降低了位错攀移的速率，因而合金的高温蠕变性能提高。

3）增大晶粒尺寸

增大晶粒尺寸以增大原子扩散距离，但根据Hall-Petch效应，增大晶粒尺寸会降低合金的力学性能。

4）加入富集于晶面和晶界位置表面活性元素

晶界处的铸造缺陷如Mg-Al合金中缩松等会使合金的蠕变强度大大降低，消除这种缺陷对改善合金的高温性能是非常重要的。加入富集于晶面和晶界位置表面活性元素以填充晶界处的晶格空位、改善晶界附近的组织形态。

耐热镁合金

（3）合金耐热性的基本概念

合金的耐热性包括合金的热强性与热稳定性。热强性是指合金在高温长时间作用下具有一定的抵抗变形和断裂的能力。热稳定性是指合金在高温长时间应力作用下具有抗氧化及抗腐蚀的能力。

合金的蠕变强度、持久强度及高温疲劳强度均反映合金的热强性。其中合金的蠕变强度是度量合金耐热性的重要指标。蠕变是一个高温条件下缓慢的塑性变形过程，与常温拉伸过程相比，在微观机制上不仅滑移系增多而且还有晶界滑移。根据VonMises准则，多晶体材料产生塑性变形并在晶界上仍然保持其完整性，每个晶粒必须至少有五个独立的滑移系。镁合金独立的滑移系很少，但在蠕变过程中晶界滑移将提供另外两个有效的滑移系。此时满足上述准则。由于镁合金滑移系很少，因此残留的晶界位错将有很大的柏氏矢量，在晶界处的的应变水平将很高，在高温应力作用下镁合金比铝合金更容易产生晶界滑移。对耐热镁合金设计来说阻止晶界滑移和限制位错运动同等重要。晶界处因晶格缺陷较多使原子扩散迁移速度加快，导致晶界强度降低。

（4）常用镁合金的高温性能

常用镁合金加入特殊合金元素如Ce、Ca、Sr、Ba能改善镁合金的高温性能。

5）含钍镁合金

含钍镁合金（HM21A、HM31A、MA13、BM11）中，相组成是钍和锰溶于镁形成的固溶体、Mg23Th6和α（Mn）相，其中Mg23Th6是合金中的耐热相。经测定，20C?、150 C?、200 C?、250 C?和300 C?下Mg23Th6相的显微硬度分别为234MPa、210 MPa、190 MPa、161 MPa和139 MPa，Mg23Th6相在高温下有很高的热稳定性，从而也就显著提高了含钍镁合金的抗蠕变性能。

6）镁锰稀土系合金

镁锰稀土系合金中，因镁锰不起作用，稀土元素在镁中的溶解度又很小，故存在α（Mn）

相外，一般认为镁与镧、铈、钕形成二元化合物Mg12RE，也有人认为是Mg9RE。镁与钇生成二元化合物Mg24Y5。稀土元素与镁所生成的相既是强化相又是耐热相，强化效果随稀土元素在镁中的溶解度的增大而提高，但强化相的耐热作用不如Mg23Th6。MB8合金中因铈含量少，通常观察不到Mg12Ce相。镁—锌—锆—稀土系合金中，除Mg12RE外，一般认为可形成Mg-Zn-RE三元相作为强化相和耐热相。

7）Mg-Al-Ca系铸造合金

Ca与镁形成具有六方MgZn2型结构的高熔点Mg2Ca相，在改善镁合金的蠕变性能方面起了重要作用。前苏联报道了Ca加入Mg-Al-Zn砂型铸造镁合金中提高合金的抗拉强度和蠕变性能。随后，开发了可在150~200C

?下铸态下长期工作的镁合金（5.0~6.5wt%Al，0.3~0.5wt%Zn，0.3~0.6wt%Mn,0.2~0.5wt%Ca）。但最近的研究表明钙的加入量超过1wt%易产生热烈。Mg-（3~9）wt%Al-（1~5）wt%Ca的系统实验研究表明，Ca能提高350C

?以下的高温硬度。当Ca/Al>0.8时，除Al2Ca外还会析出Mg2Ca耐热相使合金在在中温条件下具有优异的耐热性能。此外，Sr（加入量通常为1/5Ca）、Ba的性质与Ca相近。

8）Mg-Al-Si-Mn系镁合金

20世纪70年代德国大众公司开发成功了替代AZ80生产其Beetle空冷发动机曲轴箱的AS系耐热压铸镁合金（A841和AS21），该合金可在150C?以下的场合工作。AS系耐热压铸镁合金的强化机理为晶界处形成细小弥散分布的稳定析出相Mg2Si,它具有CaF2型面心立方结构，较高的熔点（1085C

?）和硬度（HV460）、较低的密度（1.9g.cm-3）和热膨胀系数（7.5?10-5K-1）。AS21的蠕变强度和抗蠕变温度高于AS41，但室温抗拉强度、屈服强度和铸造性能却较差。AS41在温度高达175C

?时的蠕变强度稍高于AZ91和AM60，且具有较好的伸长率、抗拉强度和屈服强度，大众公司用AS41生产的零件还有风扇壳体和发动机支架。AS系镁合金的缺陷在于：（a）压铸性能差，因为合金的流动性因含铝量降低而变差，同时硅提高了液相线温度，因而浇注温度要求较高；（b）不能用于砂型铸造。因为铝不仅改变了Mg-Si相图的共晶温度和共晶成分，而且还影响Mg2Si相的形态，在铝含量较低时，共晶Mg-Si相易呈汉子形。因而会降低合金的强度和韧性。

5）AE（Mg-AFRE）系镁合金

AE系镁合金中的RE能与Al结合而不会与Mg形成化合物相或Mg-Al-RE三元相，Al-RE相主要为具有体心正交晶体结构的相（RE为La、Nd、Ce及Pr）和立方拉维斯晶型的A12RE（RE为Y或Nd）。当RE/Al>1.4时，还出现其他的富RE的Al-RE相或Mg12RE 相，含锰时RE与Mn、Al还会形成团状三角系晶体结构的Al10RE2Mn7相。

AE42压铸镁合金由于加有混合稀土，在晶界上形成弥散分布的金属间化合物Mg2RE，其蠕变强度比传统的耐热镁合金AS21几乎提高了一倍。

在压铸条件下AE合金具有优异高温性能主要取决于稀土元素的固溶强化作用和弥散分布的跨晶界的Al n RE3对相邻晶粒的钉扎作用，熔点更高的Al n RE3相（1200C?），比Mg2Si 具有更高的热稳定性。此外，AE合金与AS相比，因RE与Al结合减少了形成β相的数量，因而也提高了合金的高温性能。

（3）改善合金耐热性的途径

1）弥散化合物强化

前面所提的镁合金的弥散相具有很高的熔点并在基体中溶解度很小，其强化温度大大提高。目前应用的所有镁合金都是析出型强化合金，开发弥散强化的耐热镁合金是扩大镁合金至高温应用的潜在途径，据报道ITM已在实验室中开发了两种弥散强化的镁合金。

2）固溶强化

固溶强化是通过合金中加入溶质元素提高其均匀化温度和弹性模量，减慢扩散和自扩

散过程，降低了位错攀移的速率，因而合金的高温蠕变性能提高。

3）增大晶粒尺寸

增大晶粒尺寸以增大原子扩散距离，但根据Hall-Petch效应，增大晶粒尺寸会降低合金的力学性能。

4）加入富集于晶面和晶界位置表面活性元素

晶界处的铸造缺陷如Mg-Al合金中缩松等会使合金的蠕变强度大大降低，消除这种缺陷对改善合金的高温性能是非常重要的。加入富集于晶面和晶界位置表面活性元素以填充晶界处的晶格空位、改善晶界附近的组织形态。