镁合金过饱和固溶体的分解知识
与其他金属材料一样，常常对镁合金施加种种热处理来改善其使用性能或工艺性能，常用的热处理方法有退火、固溶-淬火、时效等，选用哪种热处理与合金成分、产品类型（铸件还是加工的）以及预期的工作条件有关。
镁合金为何可进行热处理
镁合金的热处理基础是依赖于合金在固态加热及冷却过程中组织结构的变化有成分及组织均匀化、回复与再结晶，以及固态相变过程。镁合金的基本固态相变形式是固溶化（溶解）与过饱和固溶体的分解（脱溶、析出、沉淀），与铝合金、铜合金中的变化规律相似。
镁合金过饱和固溶体的分解过程符合一般合金过饱和固溶分解时的阶次规则，通常都经过GP区、过流相、平衡相阶段等，但是不同的镁合金系有不同的特点，扼要说明于下。
Mg-Al-（Zn）合金过饱和固溶体的分解
Mg-Al系合金在共晶温度（437℃）以下的平衡组织为Mg基固溶体+Al12Mg17化合物。Al在Mg中的固溶度随温度降低而明显减少，从437℃的11.5%降低到室温下的约1%。因此，原则上可利用固溶-淬火后得到铝在镁中的过饱和固溶体，然后再进行时效，使过饱和固溶体分解，从中析出能使合金强化的脱溶相，即发生时效强化。不过实际上，Mg-Al系合金的时效强化甚微，没有实用价值。因而转向Mg-Al-Zn系合金。
Mg-Al-Zn系合金是最早也是广泛应用的镁合金，从上世纪30年代以来，很多学者及研究人员对该系合金的脱溶过程、脱溶相的结构、形貌及分布作了细致的研究。即使在时效温度较低的情况下，也均直接从过饱和固溶体中直接析出平衡相Al12Mg17，在任何情况下都不出现GP区或过渡相结构，可见其脱溶序列极为简单。
Al12Mg17相的脱溶以两种方式进行：晶内的全面析出，从晶界开始发生的胞状析出或不连续析出。通常，它们在合金中同时发生，并在广泛的时效温度区内并存且相互竞争，争夺地盘。
目前应用的Mg-Al-Zn系合金AZ61及AZ91等的Zn含量不影响合金的相组成及脱溶情况。Mg-Al合金中Al12Mg17相的脱溶有一定的时效硬化效应，AZ91合金的时效硬化曲线如图1所示，表明时效开始时有一段孕育期，随后硬度HV稳定地上升到峰值。
不连续脱溶对Mg-Al合金的力学性能都不利，因此要求减少此种脱溶相所占的比例。不连续脱溶的发生与合金成分、时效温度及时效前的冷变形有关，同时固溶处理温度、淬火冷却速度等也有一定的关系。固溶处理温度高，合金成分更均匀，有利于连续脱溶；冷却速度低如空冷，可扩大不连续脱溶范围。因此，适当地选择合金成分及工艺条件有利于改善合金性能，淬火冷却速度对AZ92A合金时效组织及性能的影响见下表。
β'相呈杆状，易在位错及空位团上形核长大，因此时效前的冷变形可加速其形成与长大，采用高的固溶处理温度也有利于它的产生（形核）。β'相很稳定，只有长时间时效才会变成平衡相MgZn2。近期的研究指出，Mg-Zn系合金脱溶时形成了β'和β'2两个过渡相，因此，它们的整个脱溶过程为：
过饱和固溶体→GP区→β'1→β'2→MgZn2平衡相
β'1相为密集六方结构，a=0.52nm,C=0.85nm，杆状，与基体α（Mg）共格。β'2相的晶体结构也是密集六方，a=0.52nm，C=0.848nm，盘状，与基体半共格。脱溶产物主要为β'1相及β'2相，向合金中加入Cu不会改变合金的脱溶进程和时效硬化机制。
Mg-RE系合金
RE为稀土元素，含RE的镁合金有相当强的时效强化作用，并有很好的热稳定性与抗蠕变性能。按Mg-RE系合金的脱溶序列可将它们分为三类：Mg-Nd型、Mg-Y型及WE型合金。
Mg-Nd（Ce）合金
Mg-Nd型合金的脱溶过程为：GP区→β''→β'→β。GP区呈针状，与基体完全共格；β''为亚稳相，也与基体α（Mg）完全共格，a=0.64nm，C=0.52nm；β'相为密集六方晶格，a=0.52nm，C=1.30nm；β为平衡稳定相，体心正方结构，a=1.03nm，C0.593nm。二元Mg-Ce及Mg-MM（富Ce混合稀土）合金的脱溶过程与Mg-Nd合金的相似。时效时，析出β''相和β'相使合金获得最大强化并使其具有良好的高温性能。
K-Mg-Y（Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Lu）系合金
Mg-Y合金有明显的时效强化作用，它的脱溶序列：过饱和固溶体→β''（bco）→β'（bco）→β（Mg24Y5,bcc）。bco表示底心斜方晶格，bcc表示面心立方晶格。β''相均匀地在晶内析出，提高合金强度，而β'相易在晶界及位错处非均匀析出，然后迅速粗化，对合金强化没有贡献；在较高温度下，β''相转变为粗大的β'和/或β相，因而合金强度下降。
WE系列合金
通过对Mg-RE系合金的研究，成功地研制出以Mg-Y-Nd为基的WE系合金WE54及WE43。它们都有相当大的时效强化效果。它们的析出过程为：
过饱和固溶体→β''→β'→β1→β
β1与Mg3X（X=Nd、Ce、La、Pr、Dy、Sm）为同晶型，即Mg-Nd合金脱溶序列中的β'相。延长时效时间，亚稳β1相片会逐渐原位转变成平衡β相。时效时间长达＞240小时后，则主要析出相为β。β''及β'相有较好的高温稳定性，因此，Mg-Gd-Nd系合金是发展耐热镁合金值得关注的合金系之一。
在Mg-Y-Nd系基础上以Ag取代Y形成的Mg-Ag-RE-Zr系合金中，最广泛应用的Mg系合金是QE22A。含Ag＜2%的合金的脱溶过程类似于Mg-RE系合金，而Ag含量＞2%的合金则产生两种独立的脱溶过程，最终形成平衡相AgMg12Nd2，出现γ+β脱溶相时，强化效果最大，抗蠕变力也最强。Mg-Ag合金的脱溶序列：
过饱和固溶体→杆状GP区→γ
过饱和固溶体→椭圆状GP区→β→AgMg12Nd2
γ相为六方晶格，a=0.963nm，C=1.024nm，杆状，与基体α（Mg）共格；β相也是六方结构，a=0.556nm，C=0.521nm，等轴形，与基体半共格。
镁合金为何可进行热处理
镁合金的热处理基础是依赖于合金在固态加热及冷却过程中组织结构的变化有成分及组织均匀化、回复与再结晶，以及固态相变过程。镁合金的基本固态相变形式是固溶化（溶解）与过饱和固溶体的分解（脱溶、析出、沉淀），与铝合金、铜合金中的变化规律相似。
镁合金过饱和固溶体的分解过程符合一般合金过饱和固溶分解时的阶次规则，通常都经过GP区、过流相、平衡相阶段等，但是不同的镁合金系有不同的特点，扼要说明于下。
Mg-Al-（Zn）合金过饱和固溶体的分解
Mg-Al系合金在共晶温度（437℃）以下的平衡组织为Mg基固溶体+Al12Mg17化合物。Al在Mg中的固溶度随温度降低而明显减少，从437℃的11.5%降低到室温下的约1%。因此，原则上可利用固溶-淬火后得到铝在镁中的过饱和固溶体，然后再进行时效，使过饱和固溶体分解，从中析出能使合金强化的脱溶相，即发生时效强化。不过实际上，Mg-Al系合金的时效强化甚微，没有实用价值。因而转向Mg-Al-Zn系合金。
Mg-Al-Zn系合金是最早也是广泛应用的镁合金，从上世纪30年代以来，很多学者及研究人员对该系合金的脱溶过程、脱溶相的结构、形貌及分布作了细致的研究。即使在时效温度较低的情况下，也均直接从过饱和固溶体中直接析出平衡相Al12Mg17，在任何情况下都不出现GP区或过渡相结构，可见其脱溶序列极为简单。
Al12Mg17相的脱溶以两种方式进行：晶内的全面析出，从晶界开始发生的胞状析出或不连续析出。通常，它们在合金中同时发生，并在广泛的时效温度区内并存且相互竞争，争夺地盘。
目前应用的Mg-Al-Zn系合金AZ61及AZ91等的Zn含量不影响合金的相组成及脱溶情况。Mg-Al合金中Al12Mg17相的脱溶有一定的时效硬化效应，AZ91合金的时效硬化曲线如图1所示，表明时效开始时有一段孕育期，随后硬度HV稳定地上升到峰值。
不连续脱溶对Mg-Al合金的力学性能都不利，因此要求减少此种脱溶相所占的比例。不连续脱溶的发生与合金成分、时效温度及时效前的冷变形有关，同时固溶处理温度、淬火冷却速度等也有一定的关系。固溶处理温度高，合金成分更均匀，有利于连续脱溶；冷却速度低如空冷，可扩大不连续脱溶范围。因此，适当地选择合金成分及工艺条件有利于改善合金性能，淬火冷却速度对AZ92A合金时效组织及性能的影响见下表。
β'相呈杆状，易在位错及空位团上形核长大，因此时效前的冷变形可加速其形成与长大，采用高的固溶处理温度也有利于它的产生（形核）。β'相很稳定，只有长时间时效才会变成平衡相MgZn2。近期的研究指出，Mg-Zn系合金脱溶时形成了β'和β'2两个过渡相，因此，它们的整个脱溶过程为：
过饱和固溶体→GP区→β'1→β'2→MgZn2平衡相
β'1相为密集六方结构，a=0.52nm,C=0.85nm，杆状，与基体α（Mg）共格。β'2相的晶体结构也是密集六方，a=0.52nm，C=0.848nm，盘状，与基体半共格。脱溶产物主要为β'1相及β'2相，向合金中加入Cu不会改变合金的脱溶进程和时效硬化机制。
Mg-RE系合金
RE为稀土元素，含RE的镁合金有相当强的时效强化作用，并有很好的热稳定性与抗蠕变性能。按Mg-RE系合金的脱溶序列可将它们分为三类：Mg-Nd型、Mg-Y型及WE型合金。
Mg-Nd（Ce）合金
Mg-Nd型合金的脱溶过程为：GP区→β''→β'→β。GP区呈针状，与基体完全共格；β''为亚稳相，也与基体α（Mg）完全共格，a=0.64nm，C=0.52nm；β'相为密集六方晶格，a=0.52nm，C=1.30nm；β为平衡稳定相，体心正方结构，a=1.03nm，C0.593nm。二元Mg-Ce及Mg-MM（富Ce混合稀土）合金的脱溶过程与Mg-Nd合金的相似。时效时，析出β''相和β'相使合金获得最大强化并使其具有良好的高温性能。
K-Mg-Y（Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Lu）系合金
Mg-Y合金有明显的时效强化作用，它的脱溶序列：过饱和固溶体→β''（bco）→β'（bco）→β（Mg24Y5,bcc）。bco表示底心斜方晶格，bcc表示面心立方晶格。β''相均匀地在晶内析出，提高合金强度，而β'相易在晶界及位错处非均匀析出，然后迅速粗化，对合金强化没有贡献；在较高温度下，β''相转变为粗大的β'和/或β相，因而合金强度下降。
WE系列合金
通过对Mg-RE系合金的研究，成功地研制出以Mg-Y-Nd为基的WE系合金WE54及WE43。它们都有相当大的时效强化效果。它们的析出过程为：
过饱和固溶体→β''→β'→β1→β
β1与Mg3X（X=Nd、Ce、La、Pr、Dy、Sm）为同晶型，即Mg-Nd合金脱溶序列中的β'相。延长时效时间，亚稳β1相片会逐渐原位转变成平衡β相。时效时间长达＞240小时后，则主要析出相为β。β''及β'相有较好的高温稳定性，因此，Mg-Gd-Nd系合金是发展耐热镁合金值得关注的合金系之一。
在Mg-Y-Nd系基础上以Ag取代Y形成的Mg-Ag-RE-Zr系合金中，最广泛应用的Mg系合金是QE22A。含Ag＜2%的合金的脱溶过程类似于Mg-RE系合金，而Ag含量＞2%的合金则产生两种独立的脱溶过程，最终形成平衡相AgMg12Nd2，出现γ+β脱溶相时，强化效果最大，抗蠕变力也最强。Mg-Ag合金的脱溶序列：
过饱和固溶体→杆状GP区→γ
过饱和固溶体→椭圆状GP区→β→AgMg12Nd2
γ相为六方晶格，a=0.963nm，C=1.024nm，杆状，与基体α（Mg）共格；β相也是六方结构，a=0.556nm，C=0.521nm，等轴形，与基体半共格。