李 闖

(陜西理工學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，陜西漢中 723000)

Mg-Al-Si(AS)系耐熱鎂合金的研究進展

李 闖

(陜西理工學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，陜西漢中 723000)

回顧了AS系鎂合金近年來的研究進展，包括成形工藝和熱處理以及合金化元素對AS系耐熱鎂合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。使AS系耐熱鎂合金主要的強化相Mg2Si晶粒細化，并均勻分布是提高其性能的關(guān)鍵。利用往復(fù)擠壓等技術(shù)和適當?shù)臒崽幚砉に嚳梢愿纳畦T造AS系耐熱鎂合金性能的微觀組織，添加適量的Ca、Sr、Sb、Nd和Y等元素也可以細化Mg2Si晶粒，提高其高溫蠕變性能。

Mg-Al-Si鎂合金; Mg2Si; 顯微組織; 力學(xué)性能

鎂合金是最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料之一，鎂及鎂合金具有比剛度和比強度高、減振性好、易切削加工、易回收、電磁屏蔽和抗輻射能力強等特點，因而被稱為“21世紀的綠色工程應(yīng)用材料”。目前，鎂合金作為部分鋼、鋁材料的替代品在變速箱、離合器、輪轂等汽車零配件方面以及通訊設(shè)備、航空等領(lǐng)域中已經(jīng)得到了應(yīng)用。日益減少的金屬礦產(chǎn)資源，使得資源相對豐富的鎂受到重視，環(huán)境保護和結(jié)構(gòu)輕量化需求更加速了鎂工業(yè)的發(fā)展。相比其他的金屬結(jié)構(gòu)材料，鎂合金的絕對強度，尤其是高溫強度較低，抗蠕變性能不高，除此以外，鎂合金的硬度低、模量低、磨損抗力低、熱膨脹系數(shù)高等特點在很大程度上限制了其更為廣泛的應(yīng)用。例如，一般鎂合金的耐高溫性能較差，其工作溫度不高于120～150℃。因此，提高鎂合金的耐高溫性能是其研發(fā)熱點之一。

按化學(xué)成分分類，可將耐熱鎂合金分為Mg-Al系、Mg-Zn系和Mg-RE系。20世紀70年代，德國大眾開發(fā)出了Mg-Al-Si系壓鑄鎂合金，AS系列鎂合金使用溫度在150℃以下。在Mg-Al合金中加入Si是為了提高其抗蠕變性［1］，其強化機理是在晶界處形成細小彌散分布的穩(wěn)定析出相Mg2Si。Mg2Si相的硬度和熔點都很高(1 085℃)，而且Mg2Si相具有與基體相近的低密度(1.99 g/cm3)、高彈性模量及低熱膨脹系數(shù)等特點，從而提高了合金耐高溫性［2］。Mg2Si相有3種形態(tài):多邊形塊狀、漢字狀和樹枝狀(骨骼狀)。這些相的形態(tài)、大小和分布對合金性能有較大影響。如果Mg2Si相顆粒細小、彌散分布則能使合金的力學(xué)性能明顯提高，反之，粗大的Mg2Si相顆粒則能惡化合金的力學(xué)性能［3-4］。使Mg2Si顆粒細化并均勻分布是提高合金性能的關(guān)鍵。鑒于目前還沒有見到關(guān)于AS系耐熱鎂合金的綜述文獻，本文試圖對目前AS系耐熱鎂合金做一總結(jié)。

1 成形工藝及熱處理對AS系合金組織性能的影響

采用重力鑄造法制備的鑄態(tài)Mg-4Al-2Si合金組織由α-Mg基體、Mg2Si相和β-Mg17Al12相組成。Mg2Si相有兩種形態(tài):一種是沿晶界或穿晶分布的粗大漢字狀，二是在基體組織中的隨機分布的粗大多邊形塊狀。合金室溫抗拉強度是113.5 MPa，屈服強度是86 MPa，硬度是64.5 HV，伸長率為4.1%;拉伸斷裂形式是準解理脆性斷裂。較差的合金性能是由于粗大的脆性Mg2Si相所導(dǎo)致的。經(jīng)固溶處理的鑄態(tài)Mg-4Al-2Si合金，組成仍是α-Mg基體、Mg2Si相和β-Mg17Al12相。但是，β-Mg17Al12相部分發(fā)生溶解，粗大漢字狀的Mg2Si相發(fā)生溶解、甚至溶斷，出現(xiàn)球狀化現(xiàn)象，最佳球化工藝為420℃，保溫16 h。固溶處理后合金的屈服強度、抗拉強度和伸長率都有較大的提高，不過拉伸斷裂形式是準解理脆性斷裂［5-7］。150℃高溫短時拉伸，鑄態(tài)Mg-4Al-2Si合金的屈服強度是58 MPa，抗拉強度是97 MPa，伸長率達到18%，拉伸斷裂形式是準解理脆性斷裂［8］。

利用往復(fù)擠壓制備的細晶Mg-4Al-2Si合金，鑄態(tài)組織由α-Mg、β-Mg17Al12、共晶型漢字狀Mg2Si和少量初生塊狀Mg2Si組成。擠壓過程中α-Mg基體組織發(fā)生了受位錯攀移控制的動態(tài)再結(jié)晶，隨擠壓道次的增加，動態(tài)再結(jié)晶速度加快，晶粒尺寸迅速減小。共晶Mg2Si經(jīng)2道次往復(fù)擠壓后全部破碎，且分布均勻。經(jīng)6道次擠壓后初生Mg2Si顆粒全部破碎，細小的Mg2Si顆粒已基本球化。往復(fù)擠壓合金中Mg2Si顆粒尺寸遵循Weibull分布，顆粒平均尺寸、標準差和相對密度隨擠壓道次增加而提高，經(jīng)過8道次擠壓后，三項指標分別為1.3 μm、0.7 μm和540%。往復(fù)擠壓11道次時，由于擠壓溫度過高，導(dǎo)致晶粒發(fā)生粗化，最大尺寸達10 μm［9-11］。經(jīng)過8道次往復(fù)擠壓后，在150℃和1.33×10-3s-1初始應(yīng)變速率下測試其拉伸性能，屈服強度、高溫抗拉強度、伸長率和拉伸強度保持率分別為197 MPa、250 MPa、62%和88%。優(yōu)良的高溫性能歸因于細小的基體組織和穩(wěn)定的Mg2Si顆粒對晶界的有效釘扎作用［12］。

往復(fù)擠壓態(tài)Mg-4Al-2Si合金，固溶處理后其硬度、屈服強度和抗拉強度都降低，而伸長率增加;經(jīng)固溶加時效處理后合金的晶粒顯著長大，抗拉強度、硬度和塑性降低，屈服強度則顯著降低。合金擠壓態(tài)與往復(fù)擠壓后固溶處理態(tài)的斷裂形式為韌性斷裂;擠壓態(tài)合金經(jīng)過固溶加時效處理后的斷裂形式為脆性準解理斷裂［13］。

采用重力鑄造法制備的Mg-4Al-4Si(AS44)鎂合金，其組織主要由α-Mg基體、Mg2Si相和β-Mg17Al12相組成;Mg2Si有粗大的樹枝狀、塊狀和漢字狀3種形態(tài);合金室溫抗拉強度是108.8 MPa，硬度是66.5 HV3，屈服強度是72.3 MPa，伸長率是2.6%;拉伸斷裂形式是準解理脆性斷裂［14］。往復(fù)擠壓顯著地細化Mg-4Al-4Si晶粒，改善組織的均勻性;往復(fù)擠壓4道次和8道次后，Mg2Si顆粒尺寸由鑄態(tài)下的約120 μm分別減小至3 μm 和 2 μm，α-Mg基體晶粒尺寸由鑄態(tài)下的約 50 μm 分別減小至 9 μm 和8 μm，形成了較為細小、彌散分布的Mg2Si顆粒和細小的等軸晶組織。合金的力學(xué)性能隨往復(fù)擠壓道次的增加而明顯提高，8道次時，合金的屈服強度、極限抗拉強度和伸長率分別達到210.5 MPa、251.7 MPa和14.8%，與鑄態(tài)合金相比，上述力學(xué)性能指標分別提高了 131.3%、191.1%和 469.2%;擠壓態(tài)合金拉伸斷裂形式為微孔聚合型韌性斷裂［15］。

利用往復(fù)擠壓能細化Mg-4Al-2Si、Mg-4Al-4Si和Mg-6Al-6Si合金組織，隨著Si含量增加，基體晶粒和Mg2Si顆粒粗化，拉伸強度降低?；w組織細化受Mg2Si相的形態(tài)和均勻性控制，為再結(jié)晶和Mg2Si相阻礙晶界移動的復(fù)合機制，力學(xué)性能主要由基體晶粒尺寸決定。在150℃和1.33×10-3s-1初始應(yīng)變速率下，8道次擠壓AS42合金性能最佳，屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為197 MPa、250 MPa和62%，該合金的高強度歸因于細小的晶粒以及阻礙晶界滑移的細小穩(wěn)定Mg2Si顆粒［16-17］。

馬國睿等［18-21］采用應(yīng)變誘發(fā)法(SIMA)和等溫?zé)崽幚矸ǔ晒χ苽涑鼍哂蟹侵ЫM織的Mg-9Al-1Si合金半固態(tài)坯料，并且實現(xiàn)在Mg-9Al-1Si合金半固態(tài)組織中的α-Mg晶粒、漢字狀共晶Mg2Si和初生Mg2Si枝晶的球化。漢字狀共晶Mg2Si相的球化機制為溶解-析出機制，樹枝狀初生Mg2Si相的球化機制為根部熔斷機制及“雷利(Rayleigh)形狀失穩(wěn)”機制。

電磁攪拌可以完全抑制Mg-9Al-1Si合金樹枝晶的形成，延長攪拌時間使組織變得粗大，但晶粒形貌不改變;提高攪拌頻率可以使其中的α-Mg趨于等軸化;電磁攪拌還能對Mg2Si相的形核起促進作用，使Mg2Si相的析出較自然凝固過程提前，并且在攪拌力的作用下呈塊狀［22］。

利用普通重力鑄造方法制備的Mg-9Al-6Si鎂合金，其鑄態(tài)組織主要由α-Mg基體和分布在其上的粗大棱狀枝晶或多邊形塊狀初晶Mg2Si相及連成網(wǎng)狀的β-Mg17Al12相組成，無漢字狀Mg2Si相。該合金室溫拉伸斷口是以準解理斷裂為主的脆性斷裂，斷裂沿α-Mg基體和Mg2Si相的界面處產(chǎn)生并擴展，抗拉強度為 137.45 MPa，硬度為 123 HV1［23］。

通過420℃，16～48 h固溶處理，AZ61-0.7Si合金中漢字狀的Mg2Si相變?yōu)槎贪艋驂K狀，拉伸和蠕變性能得到改善;經(jīng)過420℃，24 h固溶處理，再經(jīng)過200℃，12 h時效處理，合金表現(xiàn)出比鑄造合金高的拉伸和蠕變性能［24］。

2 合金化元素對AS合金組織性能的影響

對于AS21基合金組織，Ca對漢字狀Mg2Si相有顯著的變質(zhì)作用，對合金組織具有明顯的晶粒細化作用;Sr對漢字狀Mg2Si相也有比較明顯的變質(zhì)作用，對被Ca變質(zhì)的顆粒狀Mg2Si相細化作用則較小，對合金組織有一定的細化作用［4］。

鑄態(tài)Mg-4Al-2Si合金加入少量Sb(0.25% ～0.75%)可以有效細化α-Mg基體和漢字狀Mg2Si相顆粒組織，并在合金中形成Mg3Sb2相，提高合金的力學(xué)性能:Sb含量為0.25%時，Mg2Si顆粒明顯細化;Sb含量為0.75%時，α-Mg基體組織達到最佳細化效果，得到了細小、均勻的α-Mg等軸晶組織，此時合金的屈服強度和抗拉強度達到最大值;Sb含量大于0.75%時，Mg2Si相顆粒向晶界大量偏聚并且粗化，致使材料力學(xué)性能迅速降低［25］。劉相法等［26］發(fā)現(xiàn)加入中間相合金1.5%Al-3.5P，能使 Mg-4Al-2Si的初生Mg2Si晶粒尺寸從70 μm減小到小于15 μm，同時晶粒由粗大的樹枝狀或等軸狀變成多邊形狀，反應(yīng)中形成的Mg3P2起到Mg2Si異質(zhì)形核核心的作用。

在AS44合金中加入少量的Sb(0.25% ～1.25%)能有效細化Mg2Si相。合金加入 Sb后，形成Mg3Sb2相。它成為Mg2Si相非均質(zhì)形核的核心，達到了細化組織的目的。隨著Sb含量的增加，合金的強度和伸長率總體上呈提高的趨勢，粗大骨骼狀的Mg2Si漸漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎噙呅螇K狀，最終全部轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉臐h字狀。當Sb含量為1.25%時，細化Mg2Si相的效果較好，合金抗拉強度最高，達到180.5 MPa，伸長率最大為 4.0%［27-28］。

丁文江等［29］發(fā)現(xiàn)加入富鑭及富鈰混合稀土的Mg-5Al-1Si合金，其Mg2Si相得到細化，抗高溫蠕變性能均超過AE42。加入微量Nd能顯著改善Mg-5Al-1Si鎂合金的鑄態(tài)組織，使Mg2Si相由漢字狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿?、彌散、均勻分布的顆粒狀。合金的室溫及高溫(150℃)拉伸強度延伸率提高，加入量超過0.6%以后蠕變量及第二階段蠕變速率超過AE42［30］。在Mg-5Al-1Zn-1Si合金中添加Sb和Ca也能通過提供形核位而細化多邊形Mg2Si相，而且添加Sb比Ca更有效，從而也提高了拉伸性能和硬度［31-32］。另外，加入微量Ca的Mg-6Zn-1Si合金，其Mg2Si相形貌由粗大的漢字狀變?yōu)榧毿?、彌散分布的顆粒狀，組織明顯細化，合金的室溫和高溫力學(xué)性能也均有一定的提高［33］。

在Mg-5Al-1Si基鎂合金中加入Ca、Y后，合金的組織得到細化，力學(xué)性能明顯提高。在Mg-5Al-1Si基合金中添加Ca后，CaSi2相可以作為Mg2Si相的非均質(zhì)形核核心，有利于合金顯微組織的細化。Y的加入有利于提高鎂合金的流動性，而Ca的加入使鎂合金的流動性略有下降［34］。以AM50鎂合金為基體，Si元素能改善鎂合金的流動性，提高合金硬度，但過高時(＞0.93%)會導(dǎo)致合金的室溫力學(xué)性能下降，拉伸試樣斷面表現(xiàn)為脆性的解理或準解理斷裂［35］。

對 Mg-6Al-xSi(x=0.31，0.85，1.41wt.%)合金在 420 ℃進行固溶處理，由于 Si原子沿著 Mg2Si/Mg界面擴散，Mg2Si相球化，從而改善了Mg-6Al-xSi合金的機械性能［36］。

Sb能改善Mg-6Al-6Si合金組織，使Mg2Si強化相細化彌散分布，提高合金的抗拉強度與屈服強度。當Sb含量為1.0%時其各項性能達到最佳。Mg3Sb2相充當了α-Mg的形核核心使得Mg2Si形態(tài)改變，從而抑制了枝晶的長大［37］。

楊明波等［38］發(fā)現(xiàn)添加了少量Sb和RE的Mg-(6-8)%Al-1%Zn-0.7%Si的鑄態(tài)組織主要由α-Mg基體、Mg17Al12相、Mg2Si相、Mg3Sb2相和少量針狀A(yù)l4Si2Mn2Y相等組成，并且隨著Al含量的增加，試驗合金組織中Mg17Al12相增多，共晶析出物變得更加連續(xù)。常溫和150℃高溫條件下，Al含量為7%的試驗合金具有最高的抗拉強度，屈服強度隨Al含量的變化則顯示出相反的變化規(guī)律。添加質(zhì)量分數(shù)為0.4%的Sb到AZ61-0.7Si合金中，能優(yōu)化但不能改變Mg2Si相，而添加0.12%的Sr則使Mg2Si相從漢字狀變?yōu)槲⒘詈?或不規(guī)則多邊形［39］。

Pd的加入降低了Mg-10%Al-12Si合金的耐磨性，這是由于其中Mg2Si體積比下降，導(dǎo)致硬度降低［40］。Mg-15%Al-5%Si-0.5%Sb自生復(fù)合材料中的Sb對樹枝狀的Mg2Si相有一定的細化作用，其形貌變?yōu)轭w粒狀，但細化效果有限［41］。

Mg-6Al-1Zn-0.25Mn合金鑄態(tài)組織由初生α-Mg和呈骨骼狀和片層狀的Mg17Al12相組成，添加0.4%Sb、0.7%Si和 0.25%RE 后，合金的組織中發(fā)現(xiàn)了漢字狀 Mg2Si相、Mg3Sb2相和少量針狀A(yù)l4Si2Mn2Y相，其大多分布在晶界或枝晶界，未發(fā)現(xiàn)Sb對漢字狀Mg2Si相有明顯變質(zhì)作用。單獨添加0.7%Si和同時添加 0.7%Si、0.4%Sb 和 0.25%RE，均會使 Mg-6Al-1Zn-0.25Mn 合金的凝固峰值溫度下降，其中，同時添加0.7%Si、0.4%Sb和0.25%RE較單獨添加0.7%Si使合金凝固峰值溫度下降更多。固溶處理對試驗 Mg-6Al-1Zn-0.7Si-0.25Mn 合金及 Mg-7Al-1Zn-0.25Mn-0.7Si-0.4Sb-0.25RE 合金組織中Mg2Si相的漢字狀形態(tài)有比較明顯的影響，試驗合金經(jīng)420℃固溶處理16 h以上再水淬后，試驗合金組織中Mg2Si相的漢字狀形態(tài)呈現(xiàn)出分解和粒狀化的趨勢［42］。

3 總結(jié)

總之，耐熱鎂合金已經(jīng)引起國內(nèi)外科學(xué)工作者的高度興趣，許多國家也進行了相關(guān)研究，但是如何提高鎂合金的高溫抗蠕變性能卻暫時難以解答。目前急需解決的問題是，獲得系統(tǒng)的合金化元素對耐熱鎂合金的組織和性能的影響規(guī)律的數(shù)據(jù)，探索更加有效的制備工藝、降低合金成本等。

［1］BRONFIN B，KATSIR M，AGHION E.Preparation and solidification features of AS21 magnesium alloy［J］.Mater Sci Eng A，2001，302(1):46-50.

［2］李宜達，梁敏潔，廖海洪，等.高性能鎂合金及其在汽車行業(yè)應(yīng)用的研究進展［J］.熱加工工藝，2013，42(10):12-16.

［3］ZHANG P.Creep behavior of the die-cast Mg-Al alloy AS21［J］.Scripta Mater，2005，52(4):277-282.

［4］王巖.Ca、Sr對AS21合金組織及性能的影響［D］.鄭州:鄭州大學(xué)，2010:5-6.

［5］宋佩維，李虹燕，王永善.鑄態(tài)Mg-4Al-2Si合金的顯微組織與力學(xué)性能［J］.材料工程，2010(1):1-4.

［6］宋佩維，郭學(xué)鋒，井曉天，等.Mg-4Al-2Si合金固溶處理過程中Mg2Si相顆粒的球狀化［J］.材料工程，2007(3):34-37.

［7］宋佩維.固溶處理對鑄態(tài)Mg-4Al-2Si合金組織和性能的影響［J］.特種鑄造及有色合金，2011，31(4):311-314.

［8］宋佩維，鑄態(tài)Mg-4Al-2Si合金的顯微組織與高溫力學(xué)性能［J］.鑄造技術(shù)，2011，32(2):214-218.

［9］郭學(xué)鋒，楊文朋，宋佩維.往復(fù)擠壓Mg-4Al-2Si合金中Mg2Si顆粒形貌與分布［J］.材料工程，2011(11):62-67.

［10］宋佩維，往復(fù)擠壓Mg-4Al-2Si鎂合金的晶粒細化［J］.中國有色金屬學(xué)報，2010，20(4):606-612.

［11］宋佩維，井曉天，郭學(xué)鋒.往復(fù)擠壓Mg-4Al-2Si鎂合金的組織細化與力學(xué)性能［J］.中國有色金屬學(xué)報，2007，17(1):111-117.

［12］郭學(xué)鋒，楊文朋，宋佩維.往復(fù)擠壓Mg-4Al-2Si合金的高溫拉伸性能［J］.中國有色金屬學(xué)報，2010，20(6):1032-1038.

［13］宋佩維，井曉天，郭學(xué)鋒.熱處理對往復(fù)擠壓態(tài)Mg-4Al-2Si合金組織和性能的影響［J］.金屬熱處理，2007，32(1):69-72.

［14］宋佩維.鑄態(tài)Mg-4Al-4Si合金的顯微組織與力學(xué)性能［J］.鑄造技術(shù)，2012，33(1):8-11.

［15］宋佩維.往復(fù)擠壓Mg-4Al-4Si鎂合金的顯微組織與力學(xué)性能［J］.中國有色金屬學(xué)報，2012，22(7):1863-1870.

［16］郭學(xué)鋒，楊文朋，宋佩維.往復(fù)擠壓Mg-Al-Si合金的高溫拉伸性能［J］.材料熱處理學(xué)報，2012，33(2):7-11.

［17］郭學(xué)鋒，楊文朋，宋佩維.Si對往復(fù)擠壓Mg-Al-Si再結(jié)晶組織和力學(xué)性能的影響［J］.材料熱處理學(xué)報，2011，32(8):54-59.

［18］LI X L，CHENY B，WANG X，et al.Effect of cooling rates on as-cast microstructures of Mg-9Al-xSi(x=1，3)alloys［J］.Trans.Nonferrous Met.Soc.China，2010，20(2):393-396.

［19］MA G R，LI X L，LI Q F.Effect of holding time on microstructure of Mg-9Al-1Si alloy during semisolid isothermal heat treatment［J］.Trans.Nonferrous Met.Soc.China，2010，20(2):430-434.

［20］馬國睿.Mg-Al-Si合金半固態(tài)組織演變及其影響因素［D］.哈爾濱:哈爾濱工程大學(xué)，2011:82-83.

［21］MA G R，LI X L，LI L，et al.Modification of Mg2Si morphology in Mg-9%Al-0.7%Si alloy by the SIMA process［J］.Mater Charact，2011，62(3):360-366.

［22］楊必成，杜東朝，朱學(xué)新，等.電磁攪拌對Mg-Al-Si合金組織的影響［J］.特種鑄造及有色合金，2004(3):26-28.

［23］賈樹卓，徐春杰，張忠明，等.Mg-9Al-6Si鎂合金組織及性能研究［J］.鑄造技術(shù)，2005，26(12):1104-1105.

［24］YANG M B，LIANG X F，LI H，et al.Effects of solution heat treatment on microstructure and mechanical properties of AZ61-0.7Si magnesium alloy［J］.Trans.Nonferrous Met.Soc.China，2010(2):416-420.

［25］宋佩維，郭學(xué)鋒，井曉天，等.Sb對Mg-4Al-2Si合金顯微組織和力學(xué)性能的影響［J］.特種鑄造及有色合金，2007，27(2):88-91.

［26］HOU J，Li C，LIU X.Nucleating role of an effective in situ Mg3P2on Mg2Si in Mg-Al-Si alloys［J］.J Alloy Compd，2011，509(3):735-739.

［27］宋佩維.Sb對Mg-4Al-4Si合金組織和力學(xué)性能的影響［J］.鑄造技術(shù)，2012，33(9):1050-1053.

［28］宋佩維.鑄態(tài)Mg-4Al-4Si-0.75Sb合金的顯微組織與力學(xué)性能［J］.材料工程，2012(4):36-41.

［29］黃曉鋒，王渠東，劉六法，等.混合稀土對Mg-5Al-1Si組織及性能的影響［J］.稀有金屬材料與工程，2005，34(5):795-798.

［30］黃曉鋒，王渠東，曾小勤，等.釹對Mg-5Al-1Si高溫蠕變及組織性能的影響［J］.中國稀土學(xué)報，2004，22(3):361-364.

［31］YUAN G Y，LIU Z L，WANG Q D，et al.Microstructure refinement of Mg-Al-Zn-Si alloys［J］.Mater Lett，2002，56(1-2):53-58.

［32］袁廣銀，劉滿平，王渠東，等.Mg-Al-Zn-Si合金的顯微組織細化［J］.金屬學(xué)報，2002，38(10):1105-1108.

［33］宋海寧，袁廣銀，王渠東，等.耐熱Mg-Zn-Si-Ca合金的顯微組織和力學(xué)性能［J］.中國有色金屬學(xué)報，2002，12(5):956-960.

［34］張赟龍.Si對壓鑄Mg-5Al-xSi合金組織和性能的影響［D］.上海:上海交通大學(xué)，2006:70-71.

［35］張赟龍，劉六法，衛(wèi)中山，等.壓鑄Mg-5Al-xSi合金的組織與性能［J］.特種鑄造及有色合金，2005，25(10):42-45.

［36］LüY Z，WANG Q D，ZENG X Q，et al.Behavior of Mg-6Al-xSi alloys during solution heat treatment at 420 ℃［J］.Mater Sci Eng A，2001，301(2):255-258.

［37］鄭榮軍，井曉天，盧正欣，等.銻含量對Mg-6Al-6Si合金組織性能的影響［J］.鑄造技術(shù)，2007，28(4):512-514.

［38］白亮，潘復(fù)生，楊明波.Mg-(6～8)Al-0.7Si合金的組織和力學(xué)性能分析［J］.重慶大學(xué)學(xué)報:自然科學(xué)版，2006，29(10):96-99.

［39］YANG M B，PAN F S，SHEN J，et al.Comparison of Sb and Sr on modification and refinement of Mg2Si phase in AZ61-0.7Si magnesium alloy［J］.Trans.Nonferrous Met.Soc.China，2009，19(2):287-292.

［40］CICEK B，AHLATC H，SUN Y.Wear behaviours of Pb added Mg-Al-Si composites reinforced with in situ Mg2Si particles［J］.Mater Des，2013(50):929-935.

［41］馬瑩，張忠明，徐春杰，等.Mg-15%Al-5%Si-0.5%Sb 合金制備及其組織研究［J］.鑄造技術(shù)，2006，27(4):357-359.

［42］白亮.Mg-Al-Si系和Mg-Zn-Al系鎂合金組織控制的基礎(chǔ)研究［D］.重慶:重慶大學(xué)，2006:83.

［責(zé)任編輯:李 莉］

Research progress of heat resistant Mg-Al-Si(AS)alloy

LI Chuang
(School of Materials Science and Engineering，Shaanxi University of Technology，Hanzhong 723000，China)

This paper reviewed the recent research progress of AS magnesium alloys，including the effects of heat treatment process and forming and alloying elements on microstructure and mechanical properties of AS magnesium alloys.The refinement and uniform distribution of the main strengthening phase Mg2Si grain is the key to improving the performance of AS heat resistant magnesium alloys.The reciprocating extrusion technique and proper heat treatment process can improve the microstructure and properties of casting AS heat resistant magnesium alloys，and improve the high temperature creep properties.The addition of amount of Ca，Sr，Sb，Nd and Y elements can refine Mg2Si grains and finally improve the high temperature creep properties.

Mg-Al-Si alloy; Mg2Si; microstructure; mechanical property

TG146.2+2

A

1673-2944(2014)05-0001-05

2014-03-19

陜西理工學(xué)院科研基金資助項目(SLGQD13-20)

李闖(1980—)，男，河南省新鄭市人，陜西理工學(xué)院講師，博士，碩士研究生導(dǎo)師，主要研究方向為鎂基耐熱鎂合金、第一原理計算。