D0I:10.13374/1.issm100103.2008.12.020 第30卷第12期 北京科技大学学报 Vol.30 No.12 2008年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dee.2008 粉末治金法制备AZ91镁合金的组织及热性能 张洋)王西涛)姜海)何新波) 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要采用粉末治金方法制备了AZ91镁合金，研究了烧结温度对合金的致密度和热导率的影响规律，并对烧结样品的物 相和显微组织进行了分析.研究发现，AZ91镁合金的最佳烧结温度为610℃，致密度可以达到97.4%，实验条件下所获得的 最高热导率可达到63.1Wm-1K一1.X射线衍射和扫描电子显微镜结果分析表明，烧结合金组织主要由c一Mg固溶体和B一 Mg7A12相两相组成，其中B-Mg7Al12相表现出离异共晶B相和非连续析出B相两种主要存在形态 关键词AZ91镁合金：粉末冶金：微观组织：热性能 分类号TG146.2+2;TF124 Microstructure and thermal property of AZ91 magnesium alloy prepared by pow- der metallurgy ZHA NG Yang.WANG Xitao).JIA NG Hai2).HE Xinbo2) 1)State Key Laboratory for Advanced Metal and Materials,University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083.China ABSTRACT AZ91 magnesium alloy was fabricated by powder metallurgy.The effects of sintering temperature on the relative densi- ty and thermal conductivity were investigated.The microstructure of the material was observed by X-ray diffraction(XRD)and scan- ning electron microscopy (SEM).The result shows that the best sintering temperature is 610C.At this sintering temperature the relative density can reach 97.4%and the highest thermal conductivity can be upto63.1WmK The sintering microstructure of the alloy is composed of Mg solid solution matrix and B-Mg7Al2.The phase exhibits two main forms,ie..divorced eutectic phase and discontinuous precipitated phase. KEY WORDS AZ91 magnesium alloy:powder metallurgy:microstructure:thermal property 镁合金具有许多突出优点，比如高的比强度和 性加工能力较差：同时，Mg合金硬度低3]，屈服强 比刚度，优异的减震性能，能承受较大冲击振动负 度和抗拉强度不高，这些都严重影响了Mg合金 荷，良好的散热以及全频段电磁屏蔽性能，产品易于 更加广泛的应用，因此有必要开发新型的Mg合金 再回收利用等，因此被认为是21世纪最具开发和应 制备技术，以用来生产复杂、精密、高性能的Mg合 用潜力的绿色材料山，在汽车、电子、航空领域都 金材料和部件 具有诱人的应用前景.其中，随着3C(computer- 从金属粉末冶金以及结合注塑成型发展起来的 communication-consumer electronic)产业的发展，带 金属粉末注射成型技术，具有显著优点：一方面，可 来对部件的质量、导热、减震以及耐冲击等的综合性 以通过添加合金元素以及调整原始粉末粒度来实现 能要求，因而Mg合金作为3C电子产品外壳及散热 对合金晶粒尺寸的有效控制，提高材料的综合性能； 部件材料的应用会逐步扩大②. 另一方面，可以实现复杂形状零件的近成形制备，减 但是，由于大多数Mg合金为密排六方结构，独 少后续加工，降低成本.因此，该技术有望应用于Mg 立滑移系比较少，所以Mg合金的室温塑性较低，塑 合金材料和部件的制备以解决当前存在的问题. 收稿日期：2008-01-02修回日期：2008-03-22 基金项目：教育部新世纪人才计划资助项目(N。:NCET-050104):北京科技大学422人才计划资助项目(N。,200504) 作者简介：张洋(1981一)，男，博士研究生；王西涛(1968一)，男，教授，博士生导师，Emal:xitaowang@gmail,com
粉末冶金法制备 AZ91镁合金的组织及热性能 张 洋1） 王西涛1） 姜 海2） 何新波2） 1） 北京科技大学新金属材料国家重点实验室北京100083 2） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 摘 要 采用粉末冶金方法制备了 AZ91镁合金研究了烧结温度对合金的致密度和热导率的影响规律并对烧结样品的物 相和显微组织进行了分析．研究发现AZ91镁合金的最佳烧结温度为610℃致密度可以达到97∙4％实验条件下所获得的 最高热导率可达到63∙1W·m －1·K －1．X 射线衍射和扫描电子显微镜结果分析表明烧结合金组织主要由α－Mg 固溶体和β－ Mg17Al12相两相组成其中β－Mg17Al12相表现出离异共晶β相和非连续析出β相两种主要存在形态． 关键词 AZ91镁合金；粉末冶金；微观组织；热性能 分类号 TG146∙2＋2；TF124 Microstructure and thermal property of AZ91magnesium alloy prepared by powder metallurgy ZHA NG Y ang 1）W A NG Xitao 1）JIA NG Hai 2）HE Xinbo 2） 1） State Key Laboratory for Advanced Metal and MaterialsUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） School of Materials Science and EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT AZ91magnesium alloy was fabricated by powder metallurgy．T he effects of sintering temperature on the relative density and thermal conductivity were investigated．T he microstructure of the material was observed by X-ray diffraction （XRD） and scanning electron microscopy （SEM）．T he result shows that the best sintering temperature is610℃．At this sintering temperature the relative density can reach97∙4％ and the highest thermal conductivity can be up to63∙1W·m －1·K －1．T he sintering microstructure of the alloy is composed of α-Mg solid solution matrix andβ-Mg17Al12．T heβphase exhibits two main formsi．e．divorced eutectic βphase and discontinuous precipitatedβphase． KEY WORDS AZ91magnesium alloy；powder metallurgy；microstructure；thermal property 收稿日期：2008-01-02 修回日期：2008-03-22 基金项目：教育部新世纪人才计划资助项目（No．NCET－05－0104）；北京科技大学422人才计划资助项目（No．200504） 作者简介：张 洋（1981－）男博士研究生；王西涛（1968－）男教授博士生导师E-mail：xitaowang＠gmail．com 镁合金具有许多突出优点比如高的比强度和 比刚度优异的减震性能能承受较大冲击振动负 荷良好的散热以及全频段电磁屏蔽性能产品易于 再回收利用等因此被认为是21世纪最具开发和应 用潜力的“绿色材料” ［1］在汽车、电子、航空领域都 具有诱人的应用前景．其中随着3C （computercommunication-consumer electronic）产业的发展带 来对部件的质量、导热、减震以及耐冲击等的综合性 能要求因而 Mg 合金作为3C 电子产品外壳及散热 部件材料的应用会逐步扩大［2］． 但是由于大多数 Mg 合金为密排六方结构独 立滑移系比较少所以 Mg 合金的室温塑性较低塑 性加工能力较差；同时Mg 合金硬度低［3］屈服强 度和抗拉强度不高［4］这些都严重影响了 Mg 合金 更加广泛的应用．因此有必要开发新型的 Mg 合金 制备技术以用来生产复杂、精密、高性能的 Mg 合 金材料和部件． 从金属粉末冶金以及结合注塑成型发展起来的 金属粉末注射成型技术具有显著优点：一方面可 以通过添加合金元素以及调整原始粉末粒度来实现 对合金晶粒尺寸的有效控制提高材料的综合性能； 另一方面可以实现复杂形状零件的近成形制备减 少后续加工降低成本．因此该技术有望应用于 Mg 合金材料和部件的制备以解决当前存在的问题． 第30卷 第12期 2008年 12月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．30No．12 Dec．2008 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2008．12．020
.1394 北京科技大学学报 第30卷 本文主要基于传统粉末冶金方法，选取应用最 1%的Zn元素主要以固溶原子的形式存在于基体 广的Mg一Al系AZ91镁合金作为研究对象，研究合 和析出相中，并没有新相产生)；同时，虽然粉体的 金粉末的烧结行为，为今后的工作提供基础和依据， 烧结行为是一系列物理化学变化的复杂过程，有自 1实验 身的特点，但总体趋势仍然是向平衡态变化，所以 在此采用Mg一Al二元相图（图1）来分析和研究烧 选用平均粒度分别为47m和51m的雾化 结样品的显微组织及形成机理. Mg粉和雾化Al、Zn粉为原料，采用湿混球磨方法 从二元相图可以看出，A1在Mg中的最大固溶 制备成AZ91合金粉末，合金粉末的化学成分如表1 度是12.7%（在共晶温度427℃时），降至室温时A1 所示.在2MPa压力条件下，压制成尺寸为 的固溶度大约只有2%；因此在平衡条件下，烧结样 10mm×10mm的圆柱形样品 品的室温显微组织应该由a一Mg固溶体基体和B- 表1AZ91合金粉末的化学成分（质量分数） Mg17A1z析出相组成，烧结样品的X射线衍射结果 Table 1 Chemical composition of AZ91 alloy powder (图2)也证明了这两相的存在， Zn Si Fe Cu Cd Mg a-Mg 9.0 1.0<0.5<0.5<0.1<0.1余量 ◇B-MgAl2 依据Mg一A1二元相图（图1）设计了580,590， 600,610和620℃五个烧结温度，选用GSL一1600X 管式炉在流动氢气气氛下进行烧结，具体的烧结工 艺为：90min从室温升温到烧结温度，在烧结温度保 温60min,最后随炉冷却. at% 7009 80 100 50 60 70 650 660℃ 20(e) 600 Mg-9%Al 图2A忆91烧结样品X射线衍射结果 500 450℃ Fig.2 X-ray diffraction pattern of AZ91 sintering samples 437℃ (AD) 400 /12.7 32.3Mg,A1: B 通过光学和电子显微镜对烧结样品显微组织的 R+ 300 Mg,Al, 观察发现，B-Mg7Alz相表现出两种主要的存在形 200 态，见图3，其中大块晶粒是一Mg固溶体基体. 图3(a)展示的是B相从α基体上析出的一种主 100 0 20 40 60 80 100 Mg 要方式一非连续析出，表现为这种类似于珠光体 质量分数% Al 的片层状组织，暗色的薄片相是β析出相，亮色相为 图1Mg一A1合金相图 α相.在烧结过程中，适当的烧结时间和烧结温度 Fig-1 Phase diagram for MgAl alloys(5) 下，通过表面迁移和体积迁移这两种类型的物质迁 移机制实现成分的均匀化⑧]；随后进入冷却阶段， 利用排水法测定各样品的密度和相对密度；应 组织为成分进一步均匀化的a一Mg固溶体基体，当 用激光闪射法可]测定合金的热扩散率，计算热导 aMg单相固溶体继续冷却到固溶度曲线以下时， 率，研究烧结温度的影响规律，确定最佳的烧结温 BMg17Al12相开始从Q一Mg固溶体基体中析出，这 度；样品的物相利用X射线衍射仪(Rigaku D/ 一过程一直持续到室温.P一Mg17Al12相在析出方式 MAX RB)进行表征；应用光学显微镜(Leica DMR) 上有两种类型，即连续析出和非连续析出，但实际 和扫描电子显微镜(Zeiss Supra55)观察样品的表面 中观察到是以非连续析出为主，表明非连续析出在 形貌和显微组织，侵蚀剂选用2%的酒石酸水溶液. 能量上处于有利地位，更易于进行，非连续析出这 2结果与讨论 种析出方式大多从晶界或位错处开始，P-Mg17Al2 相以片状形式按一定的取向向晶内生长，附近的α 2.1烧结样品的物相和显微组织分析 固溶体基体同时达到平衡成分，反应区和未反应区 实验所采用的Mg一Al合金系中，质量分数小于 有明显的分界面，后者的成分未发生变化，仍保持原
本文主要基于传统粉末冶金方法选取应用最 广的 Mg－Al 系 AZ91镁合金作为研究对象研究合 金粉末的烧结行为为今后的工作提供基础和依据． 1 实验 选用平均粒度分别为47μm 和51μm 的雾化 Mg 粉和雾化 Al、Zn 粉为原料采用湿混球磨方法 制备成 AZ91合金粉末合金粉末的化学成分如表1 所示．在 2 MPa 压 力 条 件 下压 制 成 尺 寸 为 ●10mm×10mm的圆柱形样品． 表1 AZ91合金粉末的化学成分（质量分数） Table1 Chemical composition of AZ91alloy powder ％ Al Zn Si Fe Cu Cd Mg 9∙0 1∙0 ＜0∙5 ＜0∙5 ＜0∙1 ＜0∙1 余量 依据 Mg－Al 二元相图（图1）设计了580590 600610和620℃五个烧结温度．选用 GSL－1600X 管式炉在流动氢气气氛下进行烧结具体的烧结工 艺为：90min 从室温升温到烧结温度在烧结温度保 温60min最后随炉冷却． 图1 Mg－Al 合金相图［6］ Fig．1 Phase diagram for Mg-Al alloys ［6］ 利用排水法测定各样品的密度和相对密度；应 用激光闪射法［5］ 测定合金的热扩散率计算热导 率研究烧结温度的影响规律确定最佳的烧结温 度；样品的物相利用 X 射线衍射仪 （Rigaku D／ MAX－RB）进行表征；应用光学显微镜（Leica DMR） 和扫描电子显微镜（Zeiss Supra55）观察样品的表面 形貌和显微组织侵蚀剂选用2％的酒石酸水溶液． 2 结果与讨论 2∙1 烧结样品的物相和显微组织分析 实验所采用的 Mg－Al 合金系中质量分数小于 1％的 Zn 元素主要以固溶原子的形式存在于基体 和析出相中并没有新相产生［7］；同时虽然粉体的 烧结行为是一系列物理化学变化的复杂过程有自 身的特点但总体趋势仍然是向平衡态变化．所以 在此采用 Mg－Al 二元相图（图1）来分析和研究烧 结样品的显微组织及形成机理． 从二元相图可以看出Al 在 Mg 中的最大固溶 度是12∙7％（在共晶温度427℃时）降至室温时 Al 的固溶度大约只有2％；因此在平衡条件下烧结样 品的室温显微组织应该由α－Mg 固溶体基体和β－ Mg17Al12析出相组成烧结样品的 X 射线衍射结果 （图2）也证明了这两相的存在． 图2 AZ91烧结样品 X 射线衍射结果 Fig．2 X-ray diffraction pattern of AZ91sintering samples 通过光学和电子显微镜对烧结样品显微组织的 观察发现β－Mg17Al12相表现出两种主要的存在形 态见图3其中大块晶粒是α－Mg 固溶体基体． 图3（a）展示的是β相从α基体上析出的一种主 要方式－－－非连续析出表现为这种类似于珠光体 的片层状组织暗色的薄片相是β析出相亮色相为 α相．在烧结过程中适当的烧结时间和烧结温度 下通过表面迁移和体积迁移这两种类型的物质迁 移机制实现成分的均匀化［8］；随后进入冷却阶段 组织为成分进一步均匀化的α－Mg 固溶体基体当 α－Mg 单相固溶体继续冷却到固溶度曲线以下时 β－Mg17Al12相开始从α－Mg 固溶体基体中析出这 一过程一直持续到室温．β－Mg17Al12相在析出方式 上有两种类型即连续析出和非连续析出．但实际 中观察到是以非连续析出为主表明非连续析出在 能量上处于有利地位更易于进行．非连续析出这 种析出方式大多从晶界或位错处开始β－Mg17Al12 相以片状形式按一定的取向向晶内生长附近的α 固溶体基体同时达到平衡成分反应区和未反应区 有明显的分界面后者的成分未发生变化仍保持原 ·1394· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第12期 张洋等：粉末冶金法制备AZ91镁合金的组织及热性能 ,1395 有的过饱和度 晶粒外围包括晶界处的含量高于晶内，从而使得在 图3（凸）展现的这种沿α基体晶粒的晶界呈不 晶界处A1含量高于设计成分；另一方面，在冷却过 连续网状分布的多边形白色颗粒，是在烧结样品显 程中，有部分液相生成的α相中溶质原子A1也来不 微组织中B相的另一种存在形态，即离异共晶B相， 及扩散均匀化，进一步促进了在晶界位置A]原子的 周围的黑色组织是二次B一Mg17A1z析出相，它以薄 富集，这两方面的共同作用将使得在晶界范围A1 片状的形式在离异共晶B相周围的α基体上析出， 原子超过平衡相图中的溶解度极限(12.7%)，在 在平衡条件是，AZ91合金中是不会发生共晶反应 427℃发生共晶反应.共晶反应产生的α相依附在 的，但在采用粉末治金方法制备的实际条件下，将会 原有的α基体上；而B相则为不规则块状，形成的典 促进非平衡反应的进行.首先在烧结过程中，混制 型的离异共晶组织分布于α基体的晶界上， 的合金粉末中合金元素AI得不到充分的均匀化，在 (a) 204m 20m 图3B-Mg7A2相的两种主要存在形态、(a)片层状的非连续析出；(b)块状的离异共晶 Fig-3 Two main existent forms of Mg7Al2phase:(a)discontinuous precipitation in the shape of lamellar structure:(b)divorced eutectic in the shape of agglomerate 2.2烧结温度对样品的密度和热导率的影响 粘结面的扩大形成烧结颈；随着烧结颈的长大，颗粒 烧结行为对于粉末冶金材料和制品的性能有着 间原来相互连通的孔隙逐渐收缩成闭孔，然后变圆； 决定性的影响，其中烧结温度是主要影响因素之 同时，总孔隙体积减少，颗粒间距离缩短，样品的致 一].下面主要研究烧结温度对AZ91样品的致密 密度提高，仔细观察可以发现曲线可以分为明显的 度和热导率的影响 三个阶段.第一阶段是烧结温度低于590℃.在这 烧结最直接的目的和表现就是提高样品的强度 一阶段，样品主要是通过烧结颈扩大而形成连续的 和密度，图4中致密度曲线说明AZ91样品的致密 孔隙网络来实现致密化，而孔隙的进一步变化因较 度随烧结温度的变化，曲线的总体趋势是样品的致 低的烧结温度对扩散系数的影响，在相同的烧结时 密度随烧结温度的提高而逐步提高，烧结温度的提 间内无法充分进行，所以样品的致密度低且随温度 高，使得原子的运动加剧，通过表面迁移和体积迁 变化缓慢，第二阶段就是烧结温度从590℃提高到 移，更多的原子进入颗粒间的接触面，形成粘结面， 610℃，样品的致密度迅速提高，可以达到97.4%. 64 100 62 98 在这一阶段，随着烧结温度的提高，扩散系数显著增 60 热导率曲线 96 大，使得孔隙的进一步变化明显加剧，这一现象可以 58 94 从图5中很直观地观察到：在590℃时，颗粒间主要 56 % 为连通空隙，同时数量较多且形状大而不规则 54 致密度曲线 8 (图5(a);随着烧结温度的提高，颗粒间的空隙逐 渐减少，并且孔隙间的联系逐渐切断，最后形成一个 82 个孤立的孔隙，进而孔隙收缩，细小的孔隙消失，稍 580 590 600 610 620 大的孔隙长大，形状逐渐接近于球形（图5(c))·第 烧结温度℃ 三阶段是烧结温度进一步提高到620℃.在这一阶 图4烧结温度对样品热导率和致密度的影响 段，样品的致密度得到小幅度的提升，这主要是借助 Fig.4 Effects of sintering temperature on the thermal conductivity 于体积扩散引起的孔隙的孤立、球化以及收缩的结 and the relative density of the samples 果；但在此烧结温度下，宏观上样品变形明显，难以
有的过饱和度． 图3（b）展现的这种沿α基体晶粒的晶界呈不 连续网状分布的多边形白色颗粒是在烧结样品显 微组织中β相的另一种存在形态即离异共晶β相 周围的黑色组织是二次β－Mg17Al12析出相它以薄 片状的形式在离异共晶β相周围的α基体上析出． 在平衡条件是AZ91合金中是不会发生共晶反应 的但在采用粉末冶金方法制备的实际条件下将会 促进非平衡反应的进行．首先在烧结过程中混制 的合金粉末中合金元素 Al 得不到充分的均匀化在 晶粒外围包括晶界处的含量高于晶内从而使得在 晶界处 Al 含量高于设计成分；另一方面在冷却过 程中有部分液相生成的α相中溶质原子 Al 也来不 及扩散均匀化进一步促进了在晶界位置 Al 原子的 富集．这两方面的共同作用将使得在晶界范围 Al 原子超过平衡相图中的溶解度极限（12∙7％）在 427℃发生共晶反应．共晶反应产生的α相依附在 原有的α基体上；而β相则为不规则块状形成的典 型的离异共晶组织分布于α基体的晶界上． 图3 β－Mg17Al12相的两种主要存在形态．（a） 片层状的非连续析出；（b） 块状的离异共晶 Fig．3 Two main existent forms ofβ-Mg17Al12phase：（a） discontinuous precipitation in the shape of lamellar structure；（b） divorced eutectic in the shape of agglomerate 2∙2 烧结温度对样品的密度和热导率的影响 烧结行为对于粉末冶金材料和制品的性能有着 决定性的影响其中烧结温度是主要影响因素之 一［8］．下面主要研究烧结温度对 AZ91样品的致密 度和热导率的影响． 图4 烧结温度对样品热导率和致密度的影响 Fig．4 Effects of sintering temperature on the thermal conductivity and the relative density of the samples 烧结最直接的目的和表现就是提高样品的强度 和密度．图4中致密度曲线说明 AZ91样品的致密 度随烧结温度的变化．曲线的总体趋势是样品的致 密度随烧结温度的提高而逐步提高．烧结温度的提 高使得原子的运动加剧通过表面迁移和体积迁 移更多的原子进入颗粒间的接触面形成粘结面 粘结面的扩大形成烧结颈；随着烧结颈的长大颗粒 间原来相互连通的孔隙逐渐收缩成闭孔然后变圆； 同时总孔隙体积减少颗粒间距离缩短样品的致 密度提高．仔细观察可以发现曲线可以分为明显的 三个阶段．第一阶段是烧结温度低于590℃．在这 一阶段样品主要是通过烧结颈扩大而形成连续的 孔隙网络来实现致密化而孔隙的进一步变化因较 低的烧结温度对扩散系数的影响在相同的烧结时 间内无法充分进行所以样品的致密度低且随温度 变化缓慢．第二阶段就是烧结温度从590℃提高到 610℃样品的致密度迅速提高可以达到97∙4％． 在这一阶段随着烧结温度的提高扩散系数显著增 大使得孔隙的进一步变化明显加剧这一现象可以 从图5中很直观地观察到：在590℃时颗粒间主要 为连通空隙同时数量较多且形状大而不规则 （图5（a））；随着烧结温度的提高颗粒间的空隙逐 渐减少并且孔隙间的联系逐渐切断最后形成一个 个孤立的孔隙进而孔隙收缩细小的孔隙消失稍 大的孔隙长大形状逐渐接近于球形（图5（c））．第 三阶段是烧结温度进一步提高到620℃．在这一阶 段样品的致密度得到小幅度的提升这主要是借助 于体积扩散引起的孔隙的孤立、球化以及收缩的结 果；但在此烧结温度下宏观上样品变形明显难以 第12期 张 洋等： 粉末冶金法制备 AZ91镁合金的组织及热性能 ·1395·
.1396. 北京科技大学学报 第30卷 50μm 50um 50 um 图5不同烧结温度样品的显微形貌.(a)590℃：(b)600℃；(c)610℃ Fig-5 Micro morphologies of the samples at different sintering temperatures:(a)590C:(b)600C:(c)610C 保证尺寸精度 且样品变形小，同时材料的热导率可以达到 图4中样品的热导率随烧结温度的变化曲线， 62.8Wm1.K1,基本达到AZ91镁合金的理论热 是由测量的热扩散率计算得到的，由图中可以看 导率66Wm1.K1. 出，样品的热导率随烧结温度的提高而增加，在最高 烧结温度620℃，样品的热导率可以达到 参考文献 63.1Wm1K1,基本达到AZ91镁合金的理论热 [1]Liu Z.Wang Y,Wang Z G.et al.Developing trends of research 导率66Wm-1.K-1(20℃)[].烧结温度的提高对 and application of magnesium alloys.Chin J Mater Res.2000, 15(5):449 于材料热导率的影响主要有两个方面：一方面是随 (刘正，王越，王中光，等.镁基轻质材料的研究与应用材料 着烧结温度的提高，溶质原子A1得到更充分的扩 研究学报，2000,15(5)：449) 散，成分更加均匀化，组织中$相体积分数降低，相 [2]Decker R F.The renaissance in magnesium.Ado Mater Process- 应α基体相中固溶的Al含量提高，这种变化对于材 e8,1998,154(3):31 料的热导率带来不利影响1)，使得材料的热导率降 [3]Ohshimo E.Application of die cast magnesium to AVCC (audio- visuarcomputer communication)equipment /1MA-53 Pro- 低，但是这种组织和成分变化量较小，对材料热导率 gram Committee.Japan.1996:1 的影响比较微弱：另一方面随着烧结温度的提高，样 [4]Avedesian M,Baker H.Magnesium and Magnesium Alloys. 品的致密度增加和孔隙率降低，这对于材料热导率 Ohio:ASM International.1998 的提高具有积极作用，这些孔隙对于热传输的主要 [5]Rudajevov A.Thermal diffusivity of plasma-sprayed alumina 载体电子和声子具有强烈的散射作用，随着致密度 coating-Mater Res Bull.1991,26(12):1363 [6]AS M Handbook Committee.ASM Handbook,Volume 3:Alloy 提高和孔隙率的降低，这种散射作用减弱，电子和声 Phase Diagrams.Ohio:ASM International.1992 子的自由程增大，热导率提高，因为第二方面的作 [7]Li G Q.Wu G H.Fan Y.et al.Effect of the main alloying ele- 用较第一方面的负面作用要强烈许多，所以总体表 ment on microstructure and corrosion resistance of magnesium al- 现为材料热导率随烧结温度的提高而增加，且呈现 loys.Foundry Technol,2006.27(1):79 出与致密度随烧结温度变化基本相同的趋势， (李冠群，吴国华，樊显，等.主要合金元素对镁合金组织及 耐蚀性能的影响.铸造技术，2006,27(1)：79) 3结论 [8]Wang P X.Powder Metallurgy Science.Beijing:Metallurgical Industry Press.1997 (1)粉末治金法制备的AZ91镁合金组织由一 (王盘盘.粉末冶金学.北京：冶金工业出版社，1997) Mg固溶体基体和B-Mg7A12相两相组成，其中B [9]AS M Handbook Committee.AS M Handbook,Volume 2:Prop- 相有两种主要存在形态，即类似于珠光体的片层状 erties and Selection:Nonferrous Alloys and Special-Purpose Ma 非连续析出B相和在α基体晶界上呈不连续网状分 terials.Ohio:ASM International.1991 [10]Rudajevova A,Stanek M.Lukdc P.Determination of thermal 布的离异共晶B相 diffusivity and thermal conductivity of Mg Al alloys.Mater Sci (2)粉末治金法制备AZ91镁合金的最佳烧结 EmgA,2003,314(1/2):152 温度为610℃，在此温度下致密度可以达到97.4%
图5 不同烧结温度样品的显微形貌．（a）590℃；（b）600℃；（c）610℃ Fig．5 Micro-morphologies of the samples at different sintering temperatures：（a）590℃；（b）600℃；（c）610℃ 保证尺寸精度． 图4中样品的热导率随烧结温度的变化曲线 是由测量的热扩散率计算得到的．由图中可以看 出样品的热导率随烧结温度的提高而增加在最高 烧 结 温 度 620 ℃样 品 的 热 导 率 可 以 达 到 63∙1W·m －1·K －1基本达到 AZ91镁合金的理论热 导率66W·m －1·K －1（20℃） ［9］．烧结温度的提高对 于材料热导率的影响主要有两个方面：一方面是随 着烧结温度的提高溶质原子 Al 得到更充分的扩 散成分更加均匀化组织中β相体积分数降低相 应α基体相中固溶的 Al 含量提高这种变化对于材 料的热导率带来不利影响［10］使得材料的热导率降 低但是这种组织和成分变化量较小对材料热导率 的影响比较微弱；另一方面随着烧结温度的提高样 品的致密度增加和孔隙率降低这对于材料热导率 的提高具有积极作用这些孔隙对于热传输的主要 载体电子和声子具有强烈的散射作用随着致密度 提高和孔隙率的降低这种散射作用减弱电子和声 子的自由程增大热导率提高．因为第二方面的作 用较第一方面的负面作用要强烈许多所以总体表 现为材料热导率随烧结温度的提高而增加且呈现 出与致密度随烧结温度变化基本相同的趋势． 3 结论 （1） 粉末冶金法制备的 AZ91镁合金组织由α－ Mg 固溶体基体和β－Mg17Al12相两相组成其中β 相有两种主要存在形态即类似于珠光体的片层状 非连续析出β相和在α基体晶界上呈不连续网状分 布的离异共晶β相． （2） 粉末冶金法制备 AZ91镁合金的最佳烧结 温度为610℃在此温度下致密度可以达到97∙4％ 且样 品 变 形 小同 时 材 料 的 热 导 率 可 以 达 到 62∙8W·m －1·K －1基本达到 AZ91镁合金的理论热 导率66W·m －1·K －1． 参 考 文 献 ［1］ Liu ZWang YWang Z Get al．Developing trends of research and application of magnesium alloys．Chin J Mater Res2000 15（5）：449 （刘正王越王中光等．镁基轻质材料的研究与应用．材料 研究学报200015（5）：449） ［2］ Decker R F．The renaissance in magnesium．A dv Mater Processes1998154（3）：31 ［3］ Ohshimo E．Application of die-cast magnesium to AVCC （audiovisua-l computer ＆ communication） equipment ∥ IMA-53 Program Committee．Japan1996：1 ［4］ Avedesian MBaker H． Magnesium and Magnesium Alloys． Ohio：ASM International1998 ［5］ RudajevováA．Thermal diffusivity of plasma－sprayed alumina coating．Mater Res Bull199126（12）：1363 ［6］ ASM Handbook Committee．ASM HandbookV olume3：Alloy Phase Diagrams．Ohio：ASM International1992 ［7］ Li G QWu G HFan Yet al．Effect of the main alloying element on microstructure and corrosion resistance of magnesium alloys．Foundry Technol200627（1）：79 （李冠群吴国华樊昱等．主要合金元素对镁合金组织及 耐蚀性能的影响．铸造技术200627（1）：79） ［8］ Wang P X．Pow der Metallurgy Science．Beijing：Metallurgical Industry Press1997 （王盘鑫．粉末冶金学．北京：冶金工业出版社1997） ［9］ ASM Handbook Committee．ASM HandbookV olume2：Properties and Selection：Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials．Ohio：ASM International1991 ［10］ RudajevováAStaněk MLukác P．Determination of thermal diffusivity and thermal conductivity of Mg-Al alloys．Mater Sci Eng A2003314（1／2）：152 ·1396· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷