－２ｌ ８・ 稀仃金属材料与１． 第３５卷 试验台金审温力学性能的测试在ＣＳＳ１２２０型电ｒ 万能托力试验帆上进行 每组删诚３根试样，结果采 用其平均值 高温瞬时力学性能的删试在ｌｎｓｔｒｏｎ１ ｌ９５ 高温性能试验机上进行，试样在２５０＂Ｃ下保温时间２０ ａｉｒｎ后进行拉伸试验，每组测两根 结果取其平均值。 金相试样用３％（质量分数，下同）的硝酸酒精溶 ＤＳＣ．２９１０示茇量热分析仪Ｌ进行，台金成分分析采用 电感禚台等离子体发射光谱（ＩＣＰ）分析方法。试验合 金热处理庄箱式炉中进行，温区均匀性为±５℃。 ３结果与讨论 ３ １ Ｍｇ－ｘＣａ．５Ｚｎ一３ＡＩ一０．２Ｍｎ合金的微观组织变化和 分析 液腐蚀。显微组织观察采用ＸＪＬ．０２型光学显微镜和 ＬＥＯ１４５５ＶＰ型扫描Ｌ ｒ显微镜（ＳＥＭ）微Ｉ延成分分 圈Ｉ足砂型铸遗试验合金的微观组织照片，由图 １可以清楚地看出，随着Ｃａ含量的增加，其组织中第 二相数赶递增。表２是试验台金的平均晶粒尺寸。从 析采用Ｏｘ￣ｒｄ Ｉｎｃａ型能量色散 仪（ＥＤＳ）。合金组 成相分析采用ｘ射线衍射（ＸＲＤ，Ｃｕ Ｋａ）币Ｉ微区成 分分析相结合的方法进行 Ｘ射线衍射仪 号为 Ｄ／ＭＡＸ２４００。什金相变点测定采Ｈｊ ＤＳＣ方法在 矧２可以看出，随着Ｃａ龠量的增加，合金晶粒明显 趟】 细化 ｌ划Ｉ试验合金的 型微现ｉｌ１纽照片 ＦｉｇｌＭｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａＩ ａｌｌｏｙｓ｛８）Ｎｏ】 ｆｂ Ｎｏ．２，（ｃ）Ｎｏ．３，ａｎｄ（ｄ）Ｎｏ４ 表２试验台金的平均晶粒尺寸ｆ割线法驯定） Ｔａｂｌｅ ２ Ｍｅａｎ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅｓ ｏｆ ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ ａｌｌｏ Ｎ。ｌ Ｎ０ ２ ３５６ ８ ４００．３／ ＼ ４０７ ８ ≥ ｝ ＮＩ１ 分别对ｌ号军４ 合金进行了ＤＳＣ分析，结果 ２ 可以看出．１ 和２ 合金由两相纽成，而３ 合金的ＸＲＤ分析 ５０ —— 雨Ｉ ４号台盒ｄＩ 扣组成 埘１ 见图３。表明．该台金的 耍桐组成为：ｃＹ－Ｍｇ基体和 】５０ ２５０ ３５０ ４５０ ｒ（Ｍｇ ２（Ａ１，Ｚｎ）４日）棚。ｒ相分布在 —Ｍｇ ｌ 界上．呈棚边 羿极不规则『佝半连续Ｉ旬４状 Ｔｅｍ０ｅｒａｔｕｒｅ／℃ 对２ 合金进行了ＥＤＳ分析 结果见图４。口ｒ以 看到，基体相不含Ｃａ，ａ，ｂ．ｃ处的第ｌｌＩ相成分相近， 图２ １ 至４ 合金的ＤＳＣ曲线 Ｆｉｇ ２ ＤＳＣ ＣＵＩ＇Ｖ￣Ｓ ｏｆ ｓａｍｐｌｅＮｏ．１，Ｎｏ ２，Ｎｏ．３ ａｎｄＮｏ ４ 维普资讯 http://www.cqvip.com
第２期 杨光显等：Ｍｇ－．ｒＣａ一５Ｚｎ一３ＡＩ一０ ２Ｍｎ镁合金砂 铸造圯 ｛和力学性能研究 ２ｌ９・ 。 （Ｍｇ） ・Ｍｇ３２（ＡＩ．Ｚｎ）￣ｇ 。。 ０ ． Ｉｔｌ ０ ０ Ｉ ｊ【 。： ｏ 。 ６０ ２０ ４０ ２ －。１ 一 ＥＤＳ ａｎａｌｙｓｉｓ ｒｅｓｕｌｔｓ ｏｆａｌｌｏｙ Ｎｏ．４ 图３ １号台金的ＸＲＤ【刳ｌ昔 Ｆｉｇ ３ ＸＲＤ ｐａｔｔｅｒｎ ｏｆ ｓａｍｐｌｅ Ｎｏ 禽３ ７１ａｔ％一５．３３ａｔ％舶Ｃａ 耵ｌｌ ３７ａ｜％左右的Ｚｎ 站台文 献［９】分析认为，合金组织ＬＩｔ ａ，ｂ，ｃ处的第＿相臆为 Ｍｇ・Ｚｎ－ＡＩ—Ｃａ复杂金属问化合物相。由阁２ Ｉ 知其熔 点约为４００ ３℃， ５ ４ 台金的ＳＥＭ照片段ＥＤＳ分折结粜 Ｆｉｇ ５ ＳＥＭ ｐｈｏｔｏ ａｎｄ ＥＤＳ ａｎａｌｙｓｉｓ ｒｅｓｕｌｔｓ ｏｆ ａｌｌｏｙ Ｎｏ ４ 一 ＥＤＳ ａｎａｌｙｓｉｓ ｒｅｓｕｌｔｓ ０ｆ ｓａｍｐｌｅ Ｎｏ ２ ２ ｆ。 圈６ ４ 爵金的ＸＲＤ舟潜 Ｆｉｇ ６ ＸＲＤ ｓｐｅｃｔｒｕｍ ｏｆ ｓａｍｐｌｅ Ｎｏ ４ ３号 金的相标定结果见图７ 主要相组成为： ＡＩ：Ｃａ，Ｍｇ—Ｚｎ—Ａ１一Ｃａ和 —Ｍｇ基体。其中，白亮的棒 目４ ２号台盒［闩ＳＥＭ Ｊ！ｃＩ片腱ＥＤＳｌ舒析结果 Ｆｉｇ ４ ＳＥＭ ｐｈｏｔｏ ａｎｄ ＥＤＳ ａｎａｌｙｓｉｓ ｒｅｓｕｌｔｓ ｏｆ ｓａｍｐｌｅ Ｎｏ ２ 状形态为Ａ１：ｃａ 而耗状和骨骼状的为Ｍｇ．Ｚｎ．ＡＩ．Ｃａ 相 ＥＤＳ分析表明，其组织中Ｍｇ．Ｚｎ．ＡＩ．Ｃａ相的含 Ｃａ量为６ａ１％～７ａｔ％，其熔点为４０７ ８＂Ｕ。 ４号合金的ＥＤＳ和ＸＲＤ分析 。ｉ果 罔５干¨ ６。 ３弓合金的分析结果与４号 ｆｌＩ近，予以省略 由图５ 可以看ｍ，４号合金组织－｝Ｉ的第一二相仃３种形态：粒 综合分析发现，随着含Ｃａ蜒增加，台金组织中 Ｍｇ—Ｚｎ—ＡＩ—Ｃａ相的台ｃａ量递增，而且相熔点在逐步提 高。这说明ｃａ在Ｍｇ，Ｚｎ￣ＡＩ：相中存在一个溶解度区 间 当Ｃａ景达到一个阀值后，合金组织中开始山现 第３ ＡＩ Ｃａ 同Ｉ对说＿｛』ｊ Ｃａ的加八，抑制了ｒ相析出， 状，棒状和层状 ＥＤＳ舒析发现，梳状千ｕ棒状的成分 大致相同，禽ｃａ量范围在８ａｔ．％左 结合文献『９］， 认为该台金相为Ｍｇ—Ｚｎ—ＡＩ．ｃａ化台物柯，其熔点约为 ４２３．ＣＣ 根据ＸＲＤ干¨ＤＳＣ竹析，呵以确定台金蛆纵 中有ＡＩ２Ｃａ相，其彤态如 ５中ｂ点所示。 代之形成ｒ热稳定性更高的Ｍｇ—Ｚｎ．ＡＩ，Ｃａ相或／和 ＡＩ：Ｃａ卡臼。 Ｊｏｈｎｓｏｎ确立的溶质晶粒细化理论认为１１ｏ－１２１，偏 维普资讯 http://www.cqvip.com
・２２０ 稀有金属材料与工程 第３ｓ卷 析倾向大的溶质和有效的形核质点是晶粒细化不可少 的两因素。溶质偏折使生长晶粒的液固表面前沿， 生 成分过冷区，从而阻碍ｒ晶粒生长．并提供了激活成 分过冷ｌ 内形核质点的驱动力； 性，将这３种合金固溶温度都定为３５０￣Ｃ。考虑到镁 台金原千扩散能力弱，第二相的充分溶解需较长时 问 则将保温时间定为ｌ７ ｈ。为防止铸件过烧，采取 了分段加热方式，在３００℃下保温２．５ ｈ，然后再逐步 升温到同溶温度。保温到时后．将试样直接淬于７０Ｔ２ ～８０＇Ｃ热水中， ８足上述工艺条件下试验合金的淬火组织。可 一 图７ ３号台垒的相形志照片 Ｆｉｇ ７ Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓ ｏｆ ｄｉｆｆｅｒｅｎｌ ｐｈａｓｅ ｉｎ ａｌ￣．ｏｙ Ｎｏ ３ 以看到，１号合金３４３℃淬火组织中 相基本消失，见 图８ａ 『ｆｉ『其３５０℃淬火组织如图８ｂ所示，在晶界汇合 处发生了多边化熔汇，晶界明显粗化，这是典型的过 烧特缸 】 ２弓合金固溶处理后，组织中仅留下少量 未溶Ｍｇ．Ｚｎ．ＡＩ—Ｃａ相。３号合盘中粒状和细小的Ｍｇ＋ ｚｎ．ＡＩ．ｃａ相大部分消失，粗大骨骼状Ｍｇ．Ｚｎ．ＡＩ．Ｃａ相 变细，ＡＩ：Ｃａ相则完全未溶 ４号台金组织的变化和３ 号合金致。 溶质元素的作用可以用牛Ｋ抑制因子（Ｇｒｏｗｔｈ Ｒｅｓｔｒｉｃｔｉｏｎ Ｆａｃｔｏｒ，Ｇ 求表示 ： ＧＲＦ＝∑ ， 一１） １ （２） 式中，ｍ 为＿ｌ｜元相图中液相线亲斗率，ｃ 为溶质元素原 始含最 是溶质分凝因数 表３是根据二元相图确 定的镁台金中Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ等溶质元素的生睦抑制系数 ｍ（ 一１）。由表３口＇ 看到，与Ｓｒ，Ｃｅ，Ｙ元素十口比． Ｚｒ．Ｃａ的ＧＲＦ值较高，所以Ｃａ的品粒细化作用较强 这在其它镁台金盘¨ＡＺ９Ｉ．Ａｓ２１，ＡＳ４ｌ中部得到了验 证ｌＩ］】 表３镁台金中Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｃｅ．Ｙ等溶质元素的ｍ，＾ 及生长抑制系数脚Ｉ＾一Ｉ’… ‘ Ｔａｂｌｅ ３ Ｇｒｏｗｔｈ ｒｅｓｔｒｉｃｔｉｏｎ ｐａｒａｍｅｔｅｒ ｍＩ＾Ｉ ｆｏｒ ａｌｌｏｙｉｎｇ ｅｌｅｍｅｎｔ Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｃｅ，Ｙ ｉｎ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ… 罔８ ｌ号台金在３３４Ｃ．３５０Ｔ２固溶温度 剌２ 至４号 合盘在３５０＂（２问溶后淬火的 组织肌片 Ｆｉｇ ｇ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｏｆ ｑｕｅｎｃｈｅｄ ｓａｍｐｌｅｓ ａｆｔｅｒ ａｎｎｅａｌｉｎｇ ３ ２试验合金的固溶处理和组织变化 Ｍｇ．Ｚｎ．Ａ】系合金具仃较强的周溶强化效果，因此 对】号至４号试验台金托力试棒进行ｒ圊溶处理 根 ａｔ ３３４＂Ｃ ｆｏｒｌ ７ ｈｆａ１Ｎｏ１、ａｎｄ ａｎｎｅａｌｉｎｇ ａｔ ３５０＂Ｃ ｏｒ【７ ｈ：（ｂ）Ｎｏ １．（ｃ）Ｎｏ ２ （ｄ）Ｎｏ．ｆ３．ａｎｄ（ｅ）Ｎｏ．４ 据圈２的ＤＳＣ分析…Ｊ线可矢¨．１ 合宝的周柏线温度 约为３５６．８℃。由此制定ｒｌ曲种 溶温度，分别为３４３ Ｃ，３５０＂（２ 而２号、３号和４号台企的崮相线温度分 热处理组织的如此变化，恰恰是因为添加Ｃａ抑 制１广ｒ相析出代之形成了高熔点的Ｍｇ—Ｚｎ．ＡＩ．Ｃａ相／ 或和Ａｌ２ｃａ相所致。这从另一侧面说明，Ｃａ添加量越 大．试验合金组织的热稳定性越高。 别为４００ ３℃．４０７ ８℃和４２３．６℃。考虑到实验的可比 维普资讯 http://www.cqvip.com 第２期 杨光昱等：Ｍｇ－ｘＣａ．５Ｚｎ－３Ａ１．０．２Ｍｎ镁合金砂型箜 墓 堂垡堂 壅 ： ３．３试验合金的力学性能变化及分析 表４是试验合金铸态和固溶处理态的室温力学性 能。可以看到，随着Ｃａ量增加，合金铸态室温力学 性能逐步降低。１号合金在３４３℃固溶处理后，合金的 和 得到大幅提升，分别达到２４５ ＭＰａ和１２．１％。２ 号至４号合金固溶处理后，合金的力学性能分别亦有 不同程度的提升。而２号合金中Ｍｇ－Ｚｎ－ＡＩ－Ｃａ相的溶 解量较大，则其强化效果比３号、４号合金好。 表４试验合金的室温力学性能 Ｔａｂｌｅ ４ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｓａｎｄ－ｃａｓｔ ｓｐｅｃｉｍｅｎ ａｔ ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ＋组织出现过烧，未测量 表５是试验合金在固溶处理后的２５０￣Ｃ高温瞬时 力学性能。可以看到，随着合金中ｃａ量增加，合金 的 。。和 。随之稳步提高，而塑性则随之下降。 表５试验合金的２５０℃高温力学性能 Ｔａｂｌｅ ５ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｔ ２５０℃ｏｆ ｑｕｅｎｃｈｅｄ ｓａｎｄ－ｃａｓｔ ｓｐｅｃｉｍｅｎ 高温下镁合金晶粒内部对蠕变变形的阻碍远比晶 界的阻碍作用小【１４，１５］，所以合理控制晶界上第二相对 提高基体的耐高温性能非常关键。如果在试验合金中 加入能形成热稳定性比ｒ相高的金属间化合物的元 素，就可改善其高温性能。Ｃａ的加入，首先抑制了合 金中ｒ相析出，代之形成了高熔点的Ｍｇ．Ｚｎ．ＡＩ．Ｃａ相 或／和Ａｌ２Ｃａ相，所以晶界上存在的Ｍｇ．Ｚｎ．ＡＩ．Ｃａ相或 ／和ＡＩ２Ｃａ相，在２５０℃下能起到稳定晶界、防止晶界 滑移的作用。同时，这些热稳定相在晶界上断续或连 续分布会使高温下晶界处溶质扩散速度降低，增强合 金的高温晶界强度。其次， 由图２可以看到Ｃａ的加 入，使合金基体相开始熔化温度上移，基体相热稳定 性也因之提高。第三，固溶处理使得部分Ｍｇ－Ｚｎ－ＡＩ－Ｃａ 相在基体中溶解，Ｃａ溶入基体，这能够阻碍位错的攀 移，而位错攀移一般被认为控制着镁合金高温下第二 阶段的蠕变速度【ｌ 。 可以看到，随着Ｃａ量增加，组织中第二相总量 增加并且其分布趋于将基体晶粒封闭割裂开来。此时 第二相的割裂作用相对于晶粒细化作用而言，割裂作 用占主导地位，所以尽管试验合金因加Ｃａ细化，但 其室温拉伸强度却不升反降，塑性下降。 ４ 结 论 １１ Ｍｇ．５Ｚｎ．３ＡＩ．０．２Ｍｎ砂型铸造合金的主要相组 成为６－Ｍｇ基体和 Ｍｇ３２（ＡＩ，Ｚｎ）４９）相。ｒ相半连续分 布在６－Ｍｇ晶界上。在３４３℃固溶１７ ｈ后淬火，合金 完全转变为固溶体，力学性能最佳，ｔｒｂ＝２４５ ＭＰａ， １２％。 ２）当Ｃａ加入量为０．４３％时，合金相组成为 ．Ｍｇ 和Ｍｇ．Ｚｎ．ＡＩ．Ｃａ相。当Ｃａ量分别为０．９５％，１．８０％时， 相组成为Ａｌ２Ｃａ，Ｍｇ－Ｚｎ－ＡＩ－Ｃａ和 －Ｍｇ。随着Ｃａ量增 加，ＡＩ２Ｃａ相比例增大，合金组织明显细化。 ３）随着ｃａ量增加，合金铸态室温力学性能（ｔｒｂ 和 ）呈下降趋势。而固溶处理态合金的 ０。和 则稳步提高，塑性下降。 参考文献 Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅｓ ｔ 【ｌ】Ｂｒｕｌｏｗｅｒ Ｐ Ｍ．Ｄｉｅ Ｃａｓｔｉｎｇ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ［Ｊ］，１９９７，４ｌ（３）：６８ 【２】Ｐｏｌｍｅａｒ Ｉ Ｊ．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］，１ ９９４，ｌ ０（１） ｌ 【３】ＬｏｕＡＡ．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ Ｒｅｖｉｅｗｓ［Ｊ］，２００４，４９（１）：ｌ３ ［４】Ｌｏｕ Ｓｈｕｓｕｎ（陆树荪），Ｇｕ Ｋａｉｄａｏ（顾开道），Ｚｈｅｎｇ Ｌａｉｓｕ（郑来 苏１．Ｆｏｕｎｄｒｙ ａｎｄＭｅｌｔｉｎｇ ｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ａｌｌｏｙｓ（有色铸造合金 及熔炼）【Ｍ】．Ｂｅｉｊｉｎｇ：Ｄｅｆｅｎｓｅ Ｉｎｄｕｓｔｒｙ Ｐｒｅｓｓ，１９８３ 【５】Ｙａｎ Ｙｕｎｑｉ（闫蕴琪），Ｚｈａｎｇ Ｔｉｎｇｊｉｅ（张廷杰），Ｄｅｎｇ Ｑｕ（邓炬）， Ｚｈｕ Ｌｉａｎ（周廉１．Ｒａｒｅ Ｍｅｔａｌｓ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（稀 有金属材料与工程）【Ｊ］，２００４，３３（６）：５６１ 【６】Ｍｏｒｄｌｉｋｅ Ｂ Ｌ．Ｊｏｕｒｎａｌ ｆｏＭａｔｅｒｉａｌｓ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］， ２００１，１１７：３９１ 【７】Ｌｕｏ Ａ Ａ，Ｍｉｃｈａｅｌ Ｐ Ｂａｌｏｇｈ，Ｂｏｂ Ｒ Ｐｏｗｅｌ１．Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ｊ］，２００２，３３Ａ（３）：５６７ 【８】Ｙａｎｇ Ｇｕａｎｇｙｕ（杨光昱），Ｈａｏ Ｑｉｔａｎｇ（郝启堂），Ｑｉｅ Ｗａｎｑｉ（介 万奇）． ｅ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔａｌｓ（中国有色金 属学报）【Ｊ】，２００５，ｌ５（４）：６１４ 【９】Ｚｈａｎ Ｚｈａｎｇ，Ａｌａｉｎ Ｃｏｕｔｕｒｅ．Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ［Ｊ］，ｌ９９４，３９（１） ４５ 【ｌ ０】Ｅａｓｔｏｎ Ｍａｒｋ，Ｓｔ Ｊｏｈｎ Ｄａｖｉｄ．Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ 维普资讯 http://www.cqvip.com ・２２２・ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ 【Ｊ］，１９９９，３０Ａ（６）：ｌ６１３ 稀有金属材料与工程 Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ Ｉｎｄｕｓｔｒｙ Ｐｒｅｓｓ，ｌ ９６６ 第３５卷 【ｌｌ】Ｔａｍｕｒａ Ｙｏｕｓｕｋｅ，Ｋｏｎｏ Ｎｏｒｉｏ，Ｍｏｔｅｇｉ Ｔｅｔｓｕｉｃｈｉ．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｊａｐａｎ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｆＬｉｏｇｈｔ Ｍｅｔａｌ［Ｊ］，１９９８，４８：ｌ８５ 【１２】Ｌｉｕ Ｚｉｌｉ（￣ｔＪ子利），Ｓｈｅｎ Ｙｉｆｕ（沈以赴），Ｌｉ Ｚｉｑｕａｎ（李子全）． Ｊｏｕｒｎａｌ ｆ ｏＭａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ＆Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（材料科学与工 程学报）［Ｊ］，２００４，２２（１）：１４６ 【１４】Ｍａｔｕｃｈａ Ｋ Ｈ．Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｆＮｏｎｏｆｅｒｒｏｕｓＡｌｌｏｙｓ； Ｖｏｌ８［Ｍ］．Ｇｅｒｍａｎｙ：ＶＣＨ，１９９６：１２６ 【１５】Ｒａｙｎｏｒ Ｇ Ｖ Ｔｈｅ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ｏｆＭａｇｎｅｓｉｕｍ ａｎｄＩｔｓ Ａｌｌｏｙ［Ｍ］．Ｏｘｆｏｒｄ：Ｐｅｒｇａｍｏｎ，１９５９ 【１ ６】Ｌｕｏ Ａ，Ｓｈｉｎｏｄａ Ｔ．ＳＡＥ ９８００８６，Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ［Ｒ］，１ ９９８ 【ｌ３】ｌ－ＩｏｌＹｒＨ￣Ｋ Ｈ，．ｒｌｅ６ｅａｅＢ Ａ Ａ，Ｔｒａｎｓｌａｔｅｄ ｂｙ Ｌｉｎ Ｐｅｉ（林裴）． Ｈａｎｄｂｏｏｋ ｏｆ Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ Ａｌｌｏｙｓ（镁合金手册）【Ｍ】．Ｂｅｉｊｉｎｇ： Ｓｔｕｄｙ ｏｎ ｔｈｅ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ａｎｄ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｍｇ－ｘＣａ－５Ｚｎ－３ＡＩ－０．２Ｍｎ Ｓａｎｄ－Ｃａｓｔｉｎｇ Ａｌｌｏｙ Ｙａｎｇ Ｇｕａｎｇｙｕ，Ｊｉｅ Ｗａｎｑｉ，Ｈａｏ Ｑｉｔａｎｇ （Ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｎｏｒｔｈｗｅｓｔｅｒｎ Ｐｏｌｙｔｅｃｈｎｉｃ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｘｉ’ａｎ ７１００７１，Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ａｓ ｓａｎｄ。ｃａｓｔ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ Ｍｇ－５Ｚｎ－３Ａ１－０．２Ｍｎ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｃｏｎｔａｉｎｓ －Ｍｇ ａｎｄ ｆ（Ｍｇ３２（Ａ１，Ｚｎ）４９）ｐｈａｓｅｓ．Ｔｈｅ ｆ ｐｈａｓｅ ｉｓ ｆｕｌｌｙ ｄｉｓｓｏｌｖｅｄ ｉｎｔｏ －Ｍｇ ｍａｔｒｉｘ ａｆｔｅｒ ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ３４３＂Ｃ ｆｏｒ １ ７ ｈ．Ｍｅａｎｗｈｉｌｅ ｔｈｅ ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｒｅａｃｈ ｔｈｅ ｍａｘｉｍｕｍ ｖａｌｕｅｓ，ｉ－ｅ ｏ－一．，ｂ ２４５ ＭＰａ， １ ２％．Ｂｙ ａｄｄｉｎｇ Ｃａ ｉｎｔｏ ｔｈｅ ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ ａｌｌｏｙｆ ｐｈａｓｅ ｉｓ ｇｒａｄｕａｌｌｙ ｒｅｐｌａｃｅｄ ｂｙ Ｍｇ．Ｚｎ．Ａ１．Ｃａ ，ｃｏｍｐｌｅｘ ｃｏｍｐｏｕｎｄ ｗｈｅｎ Ｃａ ｃｏｎｔｅｎｔ ｉｓ ０．４３ｗｔ％，ｏｒ ＡＩ２Ｃａ ａｎｄ Ｍｇ－Ｚｎ－Ａ１－Ｃａ ｃｏｍｐｏｕｎｄ ａｎｄ ｔ％Ｍｇ ｗｈｅｎ Ｃａ ｃｏｎｔｅｎｔ ｗａｓ ｏｖｅｒ ０９５ｗｔ％． ．Ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ Ｃａ ｃｏｎｔｅｎｔ，ｔｈｅ ｇｒａｉｎ ｏｆ －Ｍｇ ｉｓ ｒｅｆｉｎｅｄ ａｐｐａｒｅｎｔｌｙ ｂｕｔ ｔｈｅ ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ（Ｄｂ ａｎｄ ） ｄｅｃｒｅａｓｅ ｇｒａｄｕａｌｌｙ．Ｔｈｅ ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｓｌｉｇｈｔｌｙ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｗｈｅｎ ｔｈｅ Ｃａ ｍｏｄｉｉｅｄ ａｌｌｏｙｓ ａｒｅ ｑｕｅｎｃｈｅｄ ａｆｔｆｅｒ ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ３５０＊Ｃ ｆｏｒ １７ ｈ，ａｎｄ ｍｅａｎｗｈｉｌｅ ｏ。ａｎｄ ｃｒ６２５２０。ｉｎｃｒｅａｓｅ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆＣａ ｃｏｎｔｅｎｔ ．Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ；ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ；ｃａｓｔｉｎｇ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙ；ｔｈｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｔ ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ；ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｂｉｏｇｒａｐｈｙ：Ｙａｎｇ Ｇｕａｎｇｙｕ，Ｃａｎｄｉｄａｔｅ ｆｏｒ Ｐｈ．Ｄ．，Ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＮｏｒｔｈｗｅｓｔｅｒｎ Ｐｏｌｙｔｅｃｈｎｉｃ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ， ，Ｘｉ’ａｎ ７ １ ００７ １，Ｐ Ｒ．Ｃｈｉｎａ，Ｔｅｌ：００８６－２９－８８４９４２７６，Ｅ－ｍａｉｌ：ｓｅｎｉｏｒｙｇｙ．ｓｔｕｄｅｎｔ＠ｓｉｎａ．ｃｏｍ
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