Mg-Al系合金是应用最早、也是迄今为止牌号最多、应用最为广泛的一类镁合金,但这类镁合金结晶凝固温度范围较宽,晶粒有粗化的倾向,凝固过程中粗大的β-Mg17Al12相以离异共晶的方式沿晶界呈网状析出,导致合金的力学性能变差,极大地限制了Mg-Al系合金作为结构件在汽车、飞机等领域的应用。最常用的提高镁合金力学性能的方法是合金化。在常用的合金元素中,能同时提高镁合金强度和塑性的有Al、Zn、Ca、Ag、Ce、Ga、Ni、Cu、Th等,目前有关Al、Zn、Ca、Ag、Ce、Ni、Cu、Th对镁合金组织及性能影响的研究较多,而Ga对镁合金组织及性能影响的研究则较少。为此,本文选择应用最广泛的Mg-Al系合金,研究Ga对其微观组织及力学性能的影响规律。试验配制了Mg-8%Al-(0-4)%Ga、Mg-(8-12)%Al-2%Ga及AZ91-(0-2)%Ga镁合金,分析了Ga对Mg-Al系合金铸态微观组织及力学性能的影响规律,在此基础上重点研究了热处理工艺及轧制处理对Mg-8%Al-2%Ga合金第二相析出规律的影响,探讨了其强化机制。研究结果表明,Mg-Al合金的铸态组织由α固溶体、沿晶界分布的以β-Mg17Al12为基的共晶组织及共晶组织附近的次生相所组成。次生相表现为与α固溶体呈片层相间的形式;共晶组织则是由于快冷先形成离异的β-Mg17Al12相,转而形成以β-Mg17Al12相为基的共晶组织。加入的Ga元素主要存在于β相中,以及β相与α相交界处,可以明显地细化晶粒,改善Mg-Al合金的铸态组织,同时抑制共晶组织的形成,使离异共晶的β-Mg17Al12相趋于细小、光滑;对于Mg-8%Al-(0-4)%Ga合金而言,随着Ga含量的增多,Ga将向β相与基体α相交界处富集,并当含量达到4wt.%时,β相发生熔断,形成Ga2Mg新相,并在熔断处和β相与α相交界处可观察到Mg-Al-Ga三相共晶体。对于Mg-8%Al合金而言,Ga的最佳加入量为2wt.%。Mg-(8-12)%Al合金中加入2wt.%Ga后,可抑制共晶组织的形成,使Mg-Al合金的室温力学性能明显提高。此时,铸态下合金的抗拉强度σb为248.4MPa、伸长率δ为10.4%,T6状态下的抗拉强度σb为288.0MPa、伸长率δ为4.7%。Mg-8%Al-2%Ga合金固溶处理时,首先回溶的是铸态组织中次生的片状β-Mg17Al12相,然后是离异共晶β-Mg17Al12相;并且随着固溶时间的延长,晶粒逐渐长大,在随后的时效处理时以非连续方式析出的β-Mg17Al12相逐渐减少。Mg-8%Al-2%Ga合金经415℃固溶处理后,以不同速度冷却时将得到不同的组织:加热后水冷,得到的是单一的过饱和固溶体,晶界呈平直状;加热后空冷,晶界处有非连续的β-Mg17Al12析出,晶界呈波纹状起伏;加热后炉冷时,晶内有大量片层状β-Mg17Al12相析出,形态类似于珠光体组织。Mg-8%Al-2%Ga合金轧制变形后,组织中出现大量的孪晶,表明轧制时变形方式以孪生为主。轧制变形改变了Mg-8%Al-2%Ga合金时效时第二相的析出位置及形态,未变形时β相析出方式为非连续析出和连续析出,轧制变形后析出方式以在缺陷处(晶界、孪晶界、孪晶)析出细小、弥散的β相为主。轧制变形可以有效地提高Mg-8%Al-2%Ga合金的硬度。Mg-8%Al-2%Ga合金轧制变形后在150℃-300℃退火时,未发生再结晶;400℃退火时,发生了再结晶。150℃-200℃退火时,仅在晶界及孪晶处析出细小、弥散的β相;300℃退火时,除了晶界、孪晶析出细小、弥散的β相外,在晶粒内部沿基体α相的(0001)晶面析出长条状β相,退火3h组织中还出现了一些菱形片状彼此夹角为120°(60°)的β相。当合金于150℃、200℃、300℃退火时,硬度随退火时间的延长先下降,然后上升,到一定时间达到峰值,然后基本不变。这三个温度退火硬度的变化规律是退火温度越高,硬度值也越高。这是因为退火温度高,析出的β相数量增加,导致合金的硬度值提高。400℃退火时,发生了再结晶,使硬度值明显低于前三个温度。对于AZ91镁合金而言,加入2wt.%Ga后可以明显地改变其铸态组织,共晶组织消失,离异共晶的β相为光滑的块状并有球化倾向,在β相周围出现了片层状次生相,加入的Ga主要存在于β相的周围,还有一些存在于β相中;Ga的加入,使Zn元素向β相的周围偏聚;2wt.%Ga可以明显提高AZ91镁合金的室温力学性能。