熱處理對鑄態(tài)Mg-Sn-Al-Zn-Si 合金組織和性能的影響①

馬 冬， 張建新

（河南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，河南 焦作 454000）

鎂合金是工程應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，且可以回收利用，被譽為21 世紀的“綠色工程材料”。 鎂合金因其優(yōu)良的阻尼能力、高比強度和良好的澆鑄性能等，在汽車制造、電子通信、航空航天等行業(yè)得到廣泛應(yīng)用[1-5］。 實際生產(chǎn)中，鑄態(tài)鎂合金、變形鎂合金等均需通過熱處理工藝來滿足特定應(yīng)用要求，熱處理能細化合金組織，調(diào)整和改善第二相的結(jié)構(gòu)、分布等，顯著提升鎂合金的強度、韌性和其他性能[6-9］。 Mg-Sn-Al-Zn-Si 合金中主加元素Sn 在Mg 中的固溶度隨溫度變化較大，采用固溶、時效處理能顯著提升該合金的性能。 本文以Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金為研究對象，探討了固溶、時效和固溶＋時效態(tài)合金的組織和力學(xué)性能，以期得到Mg-Sn-M 系高性能鎂合金，并為該系合金的研發(fā)提供理論依據(jù)和技術(shù)支持。

1 實驗材料與方法

在井式電阻爐中熔煉所需合金試樣，主要原材料為純Mg 錠（99.9%）、純Sn 錠（99.9%）、純Al 錠（99.9%）、純Zn 錠（99.9%），Si 以Mg-10Si 中間合金的形式加入。 在依次加入原材料后開始熔煉，熔煉過程中使用碳棒持續(xù)均勻攪拌熔體，并通入CO2＋0.1% SF6的混合氣體加以保護。 熔煉完成后將熔體倒入Φ20 mm 的鐵制模具中獲得鑄錠試樣。 用電火花線切割機將鑄錠切割成大小合適的方形金相試樣，然后對試樣進行熱處理，熱處理后的試樣經(jīng)打磨拋光后，用4%的硝酸酒精溶液腐蝕。 固溶處理將試樣加熱到510 ℃，分別保溫4 h、8 h、12 h，然后在水中淬火冷卻；時效處理將試樣重新加熱到200 ℃，再分別保溫8 h、16 h、24 h，隨后在空氣中冷卻至室溫；固溶＋時效處理選擇510 ℃×最佳處理時間＋200 ℃×最佳處理時間。

對鑄態(tài)、固溶態(tài)、時效態(tài)及固溶＋時效態(tài)合金試樣進行顯微組織觀察與分析、拉伸性能和硬度等測試。用MA500GBD 金相顯微鏡和JSM-6700F 型掃描電鏡觀察合金的顯微組織。 按照GB／T 228.1—2021，采用CMT5105-100KN 電子萬能試驗機對試樣進行拉伸測試。 采用HBRVD-187.5 數(shù)顯布洛維硬度計檢測合金硬度。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 組織觀察與分析

圖1 為鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金的顯微組織。 由圖1 可知，合金組織由白色α-Mg、粗大的枝晶和其他化合物組成。 根據(jù)Mg-Si 二元合金相圖[10］，合金中Si 含量小于1.34%時，會產(chǎn)生細小的共晶組織，顯微組織中漢字狀組織為共晶Mg2Si 相，在合金組織中存在量較多且多偏聚在晶界處。 合金晶粒分布不均勻，大小不一，平均尺寸約30 μm。 枝晶組織不連續(xù)，呈彌散分布，間距較大，一些枝晶中還有黑色析出相。鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金中的Mg2Si 枝晶形貌如圖2 所示。

圖1 鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金顯微組織

圖2 鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金中的Mg2Si 枝晶形貌

圖3 為固溶態(tài)合金顯微組織。 由圖3 可知，隨著保溫時間增加，合金組織晶粒球形化趨勢逐步明顯，達到過飽和固溶時，合金組織析出少量細小的第二相顆粒。 固溶4 h 時，枝晶組織開始溶解，少量晶粒呈現(xiàn)出不規(guī)則球形，晶界不清晰，偏聚在晶界處的合金相開始減少，多往晶內(nèi)聚集靠攏；固溶8 h 時，枝晶組織完全溶解于鎂基體，形成過飽和固溶體，晶粒得到進一步球化，并析出少量細小的二次顆粒相，與鑄態(tài)相比，粗大形狀的合金相已徹底改變，組織呈現(xiàn)均勻分布，晶界較清晰；固溶12 h 時，組織均勻度下降，析出的顆粒相雖然較彌散，但尺寸大小不一，大量顆粒相粒徑在8 μm上下，這是固溶時間過長，顆粒相重新聚集長大，進而導(dǎo)致合金組織均勻度降低。 由此可知，隨著固溶時間增加，合金經(jīng)歷完全固溶、過飽和固溶和晶粒析出、析出相重新聚集長大3 個階段。 綜合分析，鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金適宜的固溶處理制度為510 ℃×8 h。

圖3 不同保溫時間下固溶態(tài)合金顯微組織

圖4 為時效態(tài)合金的顯微組織。 由圖4 可知，時效8 h 時，粗大的枝晶變?yōu)榧毿〉臉渲?，只有少量晶粒發(fā)生球化，晶粒尺寸變化不大，不連續(xù)的顆粒相開始從組織中析出，偏聚在晶界處的合金相開始遷移，晶界模糊；時效16 h 時，組織形貌已完全改變，晶界處的偏聚合金相往晶內(nèi)遷移，組織內(nèi)部有大量第二顆粒相析出，粒徑尺寸較均勻，晶界較清晰，組織均勻度得到有效提高；時效24 h 時，組織內(nèi)部析出的第二顆粒相進一步增加，其分布方式變?yōu)榫W(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，大量二次相顆?？繑n聚集，晶界也重新出現(xiàn)偏聚合金相，組織均勻度顯著降低。 由此可知，隨著時效時間延長，合金組織析出方式經(jīng)歷了非連續(xù)性的不完全析出、連續(xù)性的完全析出、過時效的網(wǎng)狀析出。 綜上所述，鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金適宜的時效處理制度為200 ℃×16 h。

圖4 不同保溫時間下時效態(tài)合金顯微組織

圖5 為固溶＋時效（510 ℃×8 h＋200 ℃×16 h）態(tài)合金的顯微組織。 晶粒在固溶過程中先發(fā)生球化，隨后在時效過程中組織內(nèi)部析出連續(xù)分布的密集二次相顆粒，尺寸較細小，彌散分布。 與僅固溶處理或僅時效處理的合金組織相比，固溶＋時效后合金晶界更平整清晰，均勻度更高。 熱穩(wěn)定性高的硬脆Mg2Sn 等析出相能阻止基面滑移，顯著提升合金強度。

圖5 固溶＋時效態(tài)合金顯微組織

2.2 硬度測試及分析

圖6 為保溫時間對不同狀態(tài)合金硬度的影響。 由圖6 可知，合金經(jīng)固溶處理后，其硬度值要比相應(yīng)的鑄態(tài)合金低，且隨著保溫時間延長，合金硬度逐漸降低。原因是隨固溶時間增加，偏聚在晶界處的粗大硬脆合金相（Mg2Si、Mg2Sn 等）固溶到α-Mg 基體中，在形成過飽和固溶體后，析出的細小且彌散分布的二次顆粒相無法有效地阻礙晶粒長大，導(dǎo)致合金硬度下降。 固溶處理前期，硬度下降速率較大，之后下降速率減小，這是因為前期階段偏聚在晶界處的粗大硬脆合金相溶解較快，快速固溶到鎂基體中。

圖6 保溫時間對不同狀態(tài)合金硬度的影響

經(jīng)時效處理后，合金硬度比未經(jīng)處理的鑄態(tài)合金高，合金硬度隨著保溫時間延長先增大到峰值，后隨之減小。 因為隨著保溫時間增加，析出的強化相逐漸細化，這些析出相與鎂基體的點陣數(shù)目和排列方式相差很大，它們四周發(fā)生畸變形成應(yīng)力場，而且析出相多分布于位錯線的滑移面上。 位錯前移時，位錯線要克服應(yīng)力場并強行切過析出相，致使位錯移動困難，從而使硬度提升。 繼續(xù)延長保溫時間，析出相靠攏聚集，長大粗化，位錯運動變?yōu)槲诲e線繞過析出相，位錯開動容易，強化效果變?nèi)酰辖鹩捕认陆怠?/p>

2.3 力學(xué)性能分析

表1 列出了Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金在不同狀態(tài)下的力學(xué)性能。 由表1 可知，固溶處理（510 ℃×8 h）后，合金大部分力學(xué)性能得到明顯提高，其中抗拉強度顯著提升，延伸率達到峰值，為9.9%，屈服強度小幅度提升；硬度較鑄態(tài)下降了9.5%，一些硬質(zhì)強化相溶解到基體組織中，對硬度有一定影響。 時效處理（200 ℃×16 h）后，合金力學(xué)性能呈上升狀態(tài)，屈服強度達到136.3 MPa，相較于鑄態(tài)合金，抗拉強度、硬度分別提升了11.6%、22.1%，延伸率提升了20.3%。 固溶＋時效處理（510 ℃×8 h＋200 ℃×16 h）后，相對于鑄態(tài)合金，抗拉強度、屈服強度、延伸率和硬度分別提升了21.6%、12.3%、27.0%和23.4%，此時合金具有更好的綜合力學(xué)性能，斷裂形貌已由鑄態(tài)的準解理脆性斷裂過渡到準解理韌性斷裂，如圖7 所示。

表1 Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金不同狀態(tài)下的力學(xué)性能

圖7 Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金拉伸斷口形貌

分析熱處理后的合金組織可知，對合金固溶處理時，粗大的枝晶溶解，晶粒球化，大量的合金相溶解到基體中，形成過飽和固溶體，達到固溶強化，相較于鑄態(tài)，合金抗拉強度、屈服強度和伸長率都有提升。

對合金時效處理時，是沒有經(jīng)過固溶階段直接進行的，只有少量晶粒球化和低熔點相溶解，大部分合金相得到有效遷移，且組織中析出連續(xù)分布的二次顆粒相，相較于鑄態(tài)合金，其力學(xué)性能全方位提升，抗拉強度達到峰值，原因是：一方面晶粒得到細化，平均尺寸細小，數(shù)量多，呈彌散分布，晶界清晰，總長度變大，位錯運動需要更大的力才能從一個晶?？绲搅硪粋€晶粒，產(chǎn)生細晶強化；另一方面，析出相為硬脆相，提升了合金強度，且這些析出相也能阻礙位錯運動。 相對于固溶態(tài)，時效態(tài)合金延伸率有所下降，這是因為過時效時大量二次相偏聚，在晶界處呈網(wǎng)狀分布，這些網(wǎng)狀相與α-Mg 基體的結(jié)合力度下降，弱化效果明顯，合金易斷裂。

對合金固溶＋時效處理時，第一階段合金相溶解到基體中，形成過飽和固溶體；第二階段合金組織析出大量二次顆粒相，析出相粒徑細小、彌散分布，晶界平整清晰，組織均勻度高，此時合金具有更好的綜合力學(xué)性能。

3 結(jié)論

1） 鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金固溶處理時，隨著保溫時間延長，合金組織中枝晶溶解，晶粒逐步球化，當固溶處理制度為510 ℃×8 h 時，形成的過飽和固溶體經(jīng)歷脫溶過程，析出少量細小的二次顆粒相，組織分布均勻，合金固溶效果較佳。

2） 鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金時效處理時，隨著時效時間延長，合金中組織形貌發(fā)生改變，當時效處理制度為200 ℃×16 h 時，偏聚在晶界處的合金相析出遷移，晶界清晰，組織均勻度有效提高，合金屈服強度達到最大值136.3 MPa，較鑄態(tài)提升16.5%。

3） 鑄態(tài)Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si 合金在固溶＋時效處理時，組織中分布有連續(xù)彌散分布的細小二次相顆粒，晶界更平整清晰，均勻度更高，合金抗拉強度和硬度達到峰值178.2 MPa 和59.6HB，分別較鑄態(tài)合金提升了21.6%和23.4%。 本合金適宜的熱處理工藝為510 ℃×8 h＋200 ℃×16 h。