鎂鋰合金熱處理溫度對α/β 相轉(zhuǎn)變及晶粒尺寸的影響

供稿|梁艷，崔瑞康，陳志君，甄慧強，冀曉淵，錢凌云

內(nèi)容導(dǎo)讀

LA103Z 鎂鋰合金由于其優(yōu)異的性能，目前已成為具有發(fā)展前景的航空航天輕量化材料。為了探究熱處理溫度對雙相LA103Z 鎂鋰合金性能的影響，本文對鍛造態(tài)LA103Z 鎂鋰合金進行了不同溫度的熱處理實驗，然后對原始合金與不同溫度熱處理實驗的試樣進行顯微組織宏觀比較和定量分析。研究結(jié)果表明：在熱處理過程中，α 相發(fā)生了面積長大和形狀球化，而β 相晶粒尺寸逐漸均勻化，并有一定程度的長大，同時α 相與β 相發(fā)生相轉(zhuǎn)變。其中在150～200 °C 時，β 相晶粒逐漸變?yōu)榈容S狀，α 相面積變大并且相占比增加，合金均質(zhì)化并強度增加；而在250 °C 時，β 相晶粒尺寸增長趨勢較快，出現(xiàn)粗大的趨勢，而α 相由于脫鋰現(xiàn)象占比增大，面積有減小并形狀有球化的趨勢，導(dǎo)致合金塑性下降。因此，熱處理溫度在200 °C 時，LA103Z 鎂鋰合金的綜合性能最好。

鎂鋰合金作為最輕的結(jié)構(gòu)金屬材料受到人們的廣泛關(guān)注[1]。鎂鋰合金密度介于1.35～1.65 g/cm3之間，并有比強度及比剛度高、低各向異性及優(yōu)良的抗高能粒子穿透能力等優(yōu)勢，是航天航空、軍工、核工業(yè)、汽車、3C 產(chǎn)業(yè)、醫(yī)療器械等領(lǐng)域最理想并有著巨大發(fā)展?jié)摿Φ慕Y(jié)構(gòu)材料之一[1]。根據(jù)鋰含量的不同，鎂鋰合金晶體結(jié)構(gòu)也會發(fā)生相應(yīng)的轉(zhuǎn)變[2]。根據(jù)鎂鋰二元合金相圖，當Li 質(zhì)量分數(shù)低于5.7%時為α 單相；高于11.2%時，則全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相；而處于5.7%～11.2% 時，合金為α+β 雙相基體[3-4]。雙相鎂鋰合金中硬質(zhì)相α-Mg 與軟質(zhì)相β-Li 的協(xié)調(diào)作用，使其具有優(yōu)異的冷成形性[5]，兼顧了合金的強度和塑性，是目前研究學(xué)者的關(guān)注點。

為了進一步提高材料的力學(xué)性能，研究人員采取添加合金元素[6]、軋制[7]、等通道轉(zhuǎn)角擠壓(ECAP)[8]、熱處理等手段進行。其中，熱處理工藝一般不改變工件的形狀和整體的化學(xué)成分或改變工件表面的化學(xué)成分而且具有高效、低成本等特點，使金屬工件達到改善力學(xué)性能、物理性能和化學(xué)性能的目的。常見的熱處理工藝有均勻化退火、淬火和固溶時效以及混合熱處理等。其中均勻化退火可以提高合金組織成分的均勻性，但退火溫度對鎂鋰合金的影響至關(guān)重要，溫度低均勻化時間需要延長并且效果不好，而溫度過高凝固時產(chǎn)生的非平衡凝聚引起組織過燒，合金氧化嚴重，并且晶粒長大影響性能，因此選擇合適的熱處理溫度非常重要[2]。對此，研究人員對雙相鎂鋰合金的退火熱處理進行了大量研究。吳洪超等[9]對雙相Mg-8Li-4Al-3Zn-La進行400 °C 退火熱處理后，拉長相變?yōu)榈容S狀，強化相MgAlLi2 轉(zhuǎn)變?yōu)锳lLi 相，導(dǎo)致強度、延伸率略微下降。Guo 等[10]對雙相Mg-7.8Li-0.8Zn 進行150～350 °C 退火熱處理，出現(xiàn)了α/β 相轉(zhuǎn)變，并且α 相的細化和球化有助于提高合金延展性。Tang 等[11]對雙相軋制態(tài)LAZ832-0.2Y 鎂鋰合金進行200～300 °C退火熱處理，在250～300 °C 時可以看到明顯的晶粒長大，而且極限抗拉強度從263.3 下降到246 MPa，延伸率從9.3% 提高到13.2%。Pahlavani 等[12]對雙相LZ71 鎂鋰合金薄板進行(0、250 和300 °C)退火處理，并通過響應(yīng)面優(yōu)化算法得出在350 °C 時鎂鋰合金薄板在各個方向上具有最佳的靜態(tài)性能。因此探究合適的退火溫度對于雙相鎂鋰合金的使用具有重要意義。

本文對雙相LA103Z 鎂鋰合金進行不同溫度退火熱處理，通過定量分析不同溫度對合金中α 相大小及形狀、β 相晶粒尺寸和α/β 相占比的變化，定性分析不同溫度退火熱處理對LA103Z 鎂鋰合金的影響，為后續(xù)的加工處理提供了有價值的參考。

實驗材料和方法

實驗采用的材料為西安四方超輕材料有限公司生產(chǎn)的LA103Z 鎂鋰合金鍛料棒材，化學(xué)成分如表1所示。熱處理溫度T分別選擇150、200 和250 °C，并保溫60 min 后，隨爐冷卻后取出樣品。對試樣進行拋光至表面呈鏡面，使用鄰硝基苯酚1.5 g+乙酸0.5 ml+無水乙醇10 ml+蒸餾水1 ml 侵蝕并觀察顯微組織，并使用Image-Pro Plus 進行統(tǒng)計。

表1 LA103Z 的化學(xué)成分表(質(zhì)量分數(shù)) %

結(jié)果分析與討論

平均晶粒尺寸

LA103Z 鎂鋰合金棒材的微觀分析如圖1 所示。從圖1(a) 可以看出該合金中深色晶體結(jié)構(gòu)占大多數(shù)，白色部分占比較小；局部放大圖圖1(b)顯示白色部分為富鎂的α 相，深色的部分為富鋰的β 相，且β 相中的晶粒呈等軸狀，但晶粒尺寸分布不均。根據(jù)圖1(c)統(tǒng)計圖可知，鎂鋰合金材料的β 相晶粒尺寸范圍為4～15 μm，其中有30%左右的晶粒尺寸在8～9 μm，晶粒尺寸分布跨度大。

不同溫度熱處理的微觀組織如圖2 所示。根據(jù)圖2(a)和2(b)顯示，150 °C 熱處理后，平均晶粒尺寸(Average grain size, AGS)增大了1.41 μm，大部分晶粒尺寸在8～12 μm，分布開始集中。當200 °C 熱處理時，由圖2(c)和2(d)看出平均晶粒尺寸變化較小(0.99 μm)而晶粒尺寸集中度更高。但250 °C 熱處理時，約有20% 的晶粒尺寸分布在13～18 μm，β 相晶粒開始粗化，圖2(e) 和2(f)所示。不同溫度熱處理的晶粒尺寸變化如圖3 所示，可以看出平均晶粒尺寸隨溫度的升高有增大的趨勢，但晶粒得到均勻化。而在250 °C 時，β 相晶粒尺寸有顯著增加的趨勢，這與熱作用釋放加工時儲存的變形量有關(guān)[13]。Tang[11]等也在對雙相LA832-0.2Y鎂鋰合金退火熱處理中發(fā)現(xiàn)在250～300 °C 時晶粒尺寸出現(xiàn)了粗大現(xiàn)象并發(fā)現(xiàn)存在晶粒異常生長，說明這可能是由于一定數(shù)量的具有特殊取向的晶粒優(yōu)先生長，然后逐漸吞噬相鄰細晶粒。根據(jù)Hall-Petch效應(yīng)，合金晶粒尺寸越大，合金屈服強度越低，故熱處理溫度選擇200 °C 時，LA103Z 鎂鋰合金的綜合強度好。

α 相變化

圖2(a)、2(c) 和2(e) 顯示α 相在微觀組織圖中呈現(xiàn)長條狀。針對α 相在不同溫度的熱處理后的變化，本文采用α 相的平均面積和離心率e(式(1))來分別定量分析α 相的面積和形狀變化。

式中，a為α 相的長軸，b為α 相的短軸。

α 相面積變化統(tǒng)計結(jié)果如圖4(a) 所示，在經(jīng)過不同溫度熱處理后，α 相平均面積發(fā)生了不同程度長大。其中在200 °C 時，α 相平均面積變化程度最大，由223.3 μm2增 長 到470.2 μm2，在150 和250 °C 時也增加了一半以上的面積。因為熱效應(yīng)的影響，合金發(fā)生再結(jié)晶，α 相發(fā)生了融合和長大。隨著熱處理溫度升高，α 相會發(fā)生相應(yīng)的長大。但在250 °C 時，α 相平均面積出現(xiàn)小于其他溫度的情況(圖4(a))，同樣在圖2(e) 中看到許多長約50 μm 的α 相。這是因為隨著溫度升高，α 相邊緣會出現(xiàn)缺口狀，會導(dǎo)致較長的α 相發(fā)生“熔斷”，導(dǎo)致α 相面積減少。中南大學(xué)劉強等[14]在對Mg-8Li-3Al-1Y 進行300 和360 °C 高溫退火熱處理時，出現(xiàn)了明顯的熔斷現(xiàn)象，在較粗的α 相邊緣有“竹節(jié)狀”組織，這與本文推導(dǎo)溫度升高會導(dǎo)致α 相發(fā)生熔斷的結(jié)論是一致的。

α 相 形 狀 變 化 統(tǒng) 計 如 圖4(b) 所 示，α 相在150 和200 °C 的離心率變大，表明合金α 相在溫度不超過200 °C 時，因為熱效應(yīng)而發(fā)生長大，但并未或者極少發(fā)生球化效應(yīng)，這也導(dǎo)致α 相平均面積在熱處理后面積增加相對應(yīng)。而在溫度為250 °C 時發(fā)現(xiàn)離心率e有下降的趨勢，這也與α 相“熔斷”現(xiàn)象有關(guān)。所以如果溫度繼續(xù)升高，α 相球化現(xiàn)象會更加明顯。劉斌等[15]在200 和250 °C 熱處理Mg-9Li-Zn后α 相有增加的趨勢，而且在保溫一定時間后長條狀α 相會有逐漸球化的趨勢。

α/β 相轉(zhuǎn)變

根據(jù)鎂鋰合金的二元平衡相圖可以看出，隨著溫度升高，鎂鋰合金中的鎂元素在β 相中的溶解度降低，α 相不斷從β 相基體中析出。El-Salam 等[16]研究發(fā)現(xiàn)Li 在245 °C 時開始從基體向表面進行擴散，當溫度達到450 °C 時，Li 會在基體表面燒毀。而且因為Li 的晶界融化和晶界偏析問題，一些鎂鋰合金的均質(zhì)化退火熱處理不能使用較高的退火溫度[17]。而使用較低的熱處理溫度會影響其他合金元素擴散，降低均質(zhì)化質(zhì)量并導(dǎo)致均質(zhì)化時間過長。因此，本文通過不同溫度熱處理過程中α/β 相轉(zhuǎn)變情況來分析溫度對相轉(zhuǎn)變的影響。圖5 統(tǒng)計不同溫度下的α 相占比分析相轉(zhuǎn)變情況，可以看出在熱處理后α 相占比有所增長，且在250 °C 時占比達到最大。這是由于溫度升高出現(xiàn)α 相從β 相基體中析出和再結(jié)晶現(xiàn)象，α 相占比有所上升，而在250 °C時，由于溫度繼續(xù)升高有更多的再結(jié)晶和脫鋰現(xiàn)象促使α/β 相轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致α 相占比增多。Chiang 等[18]和Leu 等[19]對Mg-11Li-X 合金高溫處理工藝的研究，發(fā)現(xiàn)α 相和第二相粒子會從β 相基體中析出，導(dǎo)致α 相增多。Peng 等[20]在進行均勻化退火處理Mg-8Li-3Al-0.4Y 合金時發(fā)現(xiàn)在400 °C 保溫4 h后，脫鋰導(dǎo)致α 相析出的現(xiàn)象使α/β 相轉(zhuǎn)變更加劇烈，降低了合金的塑性，影響了合金的整體性能。而LA103Z 鎂鋰合金熱處理溫度在250 °C 以上時，會發(fā)生脫鋰現(xiàn)象導(dǎo)致雙向鎂鋰合金的性能發(fā)生下降，降低材料塑性；熱處理溫度在200 °C 時，α 相平均面積增多，而且占比增多，但“脫鋰”現(xiàn)象不明顯，因而此時LA103Z 鎂鋰合金的綜合性能好。

結(jié)束語

LA103Z 鎂鋰合金在經(jīng)過不同溫度熱處理后，合金中發(fā)生了α/β 相轉(zhuǎn)變以及β 相晶粒尺寸的變化，具體結(jié)論如下：

(1)不同溫度熱處理后α 相和β 相發(fā)生再結(jié)晶，其中α 相面積在熱處理后先增大后因“熔斷”現(xiàn)象變小，并且在250 °C 時出現(xiàn)球化現(xiàn)象；β 相晶粒隨熱處理溫度升高晶粒尺寸逐漸均勻并略微長大，而在250 °C 時，β 相晶粒出現(xiàn)粗大現(xiàn)象。

(2)鎂鋰合金在熱處理后，發(fā)生了α/β 相轉(zhuǎn)變，α 相占比有逐漸增加的趨勢。在250 °C 時由于更強的熱作用以及出現(xiàn)“脫鋰”現(xiàn)象，α 相占比增長較快，強度增加，但塑性降低。

(3)200 °C 熱處理后，β 相晶粒均勻化基本完成且無晶粒粗大現(xiàn)象，α 相平均面積大，占比較大且并未出現(xiàn)脫鋰現(xiàn)象，此時LA103Z 鎂鋰合金的綜合性能最佳。