熱處理對(duì)變形AZ80鎂合金組織和硬度的影響

靳霄曦，張 星，孟 模，帥 丹

（中北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西 太原030051）

鎂合金是目前工業(yè)應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有密度小，比強(qiáng)度、比剛度高，阻尼減震性、切削加工性、導(dǎo)熱性好，電磁屏蔽能力強(qiáng)，鑄造性能和尺寸穩(wěn)定性好等優(yōu)點(diǎn)[1]。目前對(duì)變形鎂合金的研究也主要集中在AZ3l 和ZK60 系列上，對(duì)AZ80 系列的變形鎂合金研究甚少。但AZ80 的強(qiáng)度和耐腐蝕性要遠(yuǎn)優(yōu)于AZ31，與ZK60 相當(dāng)；而成本則與AZ3l 相當(dāng)，低于ZK60[2]。同時(shí)，AZ80 變形鎂含金在綜合力學(xué)性能上較其他材料相比有相當(dāng)大的優(yōu)勢(shì)。并且AZ80的冶煉工藝簡(jiǎn)單，質(zhì)量容易控制。

熱處理是改善和提高鎂合金性能的重要手段，但主要集中于鑄造鎂合金，對(duì)變形后鎂合金的熱處理研究較少。鎂合金變形之后，晶粒細(xì)化，同時(shí)基體上產(chǎn)生大量位錯(cuò)等缺陷。這些因素都會(huì)影響后續(xù)熱處理中析出相析出行為。所以研究熱處理對(duì)鍛壓AZ80 鎂合金組織和硬度的影響將有助于促進(jìn)鎂合金發(fā)展，擴(kuò)大鎂合金的使用范圍[3]。為此，本文對(duì)鎂合金AZ80 退火處理后組織的觀察分析（包括晶粒尺寸和析出相形態(tài)、數(shù)量等），結(jié)合硬化曲線，研究退火溫度和時(shí)間對(duì)AZ80 鎂合金組織及性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)材料為來自于山西銀光鎂業(yè)公司的鎂合金AZ80 鑄坯，其化學(xué)成分如表1 所示。退火實(shí)驗(yàn)所用的鎂合金是鑄態(tài)坯料在經(jīng)400℃，應(yīng)變?chǔ)?1.6 變形后的狀態(tài)。實(shí)驗(yàn)選用電阻爐為SXW-6-6 型號(hào)，本實(shí)驗(yàn)設(shè)定最低退火溫度為150℃。同時(shí)為充分考慮退火時(shí)間對(duì)AZ80 鎂合金的影響，選擇最長(zhǎng)退火時(shí)間為30h。具體的實(shí)驗(yàn)參數(shù)為：①退火溫度：150、200、250、300、350、400℃；②保溫時(shí)間：2、4、6、8……28、30h。

表1 鎂合金AZ80 化學(xué)成份/wt%

熱處理后的試樣用海鷗4X1 型金相顯微鏡和HMV-2T 型顯微硬度計(jì)及標(biāo)尺為HB 的布氏硬度儀對(duì)硬度進(jìn)行分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 退火參數(shù)對(duì)硬度的影響規(guī)律

圖1 為退火實(shí)驗(yàn)前的初始組織。此組織對(duì)應(yīng)試樣是AZ80 鎂合金經(jīng)均勻化處理之后壓縮變形獲得。熱壓縮參數(shù)為：400℃+1.6（ε）。如圖1 所示，變形后晶粒尺寸明顯細(xì)化。同時(shí)晶粒尺寸分布不均勻，在粗晶周圍包含著大量細(xì)小等軸晶粒。由文獻(xiàn)[4]可知，鎂合金熱變形過程中極易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。因此，細(xì)小等軸晶粒為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒。而且鎂合金基體上分布著少量析出相，主要為Mg17Al12相，這些相主要沿晶界向晶粒內(nèi)部生長(zhǎng)，且成片狀組織，初步判斷為非連續(xù)析出。這可能是因?yàn)樽冃魏笤嚇釉诔兀ǖ蜏兀┫聰R置時(shí)間太長(zhǎng)，自然時(shí)效的結(jié)果。

圖1 退火前初始組織

圖2 AZ80 鎂合金在不同時(shí)效溫度下的硬度曲線

圖2 是AZ80 變形鎂合金在不同退火溫度和退火時(shí)間下的硬化曲線圖。從圖2 可知，150、200、250℃隨著退火時(shí)間的增加有著相似的變形規(guī)律，即隨著保溫時(shí)間的增加，硬度先增加后下降。峰值時(shí)效對(duì)應(yīng)的時(shí)間分別為28、22、26h，相應(yīng)的峰值硬度分別為HB73、HB87、HB83。在300、350℃退火條件下，隨著退火時(shí)間的增加硬度有下降的趨勢(shì)，其中350℃尤其明顯。

同時(shí)由圖3 可知，退火溫度對(duì)硬度有更明顯的影響。在200℃退火時(shí)，具有更高的硬度。退火時(shí)間在16h 之內(nèi)，150℃退火具有最低的硬度。在16h 之外，350℃退火具有最低的硬度。

圖3 150～250℃不同退火時(shí)間AZ80 鎂合金組織

產(chǎn)生以上結(jié)果的原因，與析出相析出機(jī)制、析出速度有關(guān)。退火溫度為150、200、250℃時(shí)，當(dāng)溫度較低時(shí)，通常以非連續(xù)沉淀方式析出，且非連續(xù)析出相比連續(xù)析出相硬化效果更為明顯[4]。同時(shí)，析出速度與退火溫度相關(guān)，退火溫度越高，熱擴(kuò)散速度越快，相同時(shí)間內(nèi)析出相析出數(shù)量越多，硬化效果越明顯。因此200、250℃溫度下所得硬度較高。同時(shí)根據(jù)鎂鋁二元相圖可知，溫度越高，鋁元素在鎂基體中的固溶度越大，相應(yīng)的析出相數(shù)量減少，因此，250℃退火相比200℃退火，硬度偏低。

在300、350℃高溫退火條件下，β 相主要以連續(xù)析出為主，且連續(xù)析出相的硬化效果不如非連續(xù)析出明顯[4]。且根據(jù)鎂鋁二元相圖可知，溫度越高，鋁元素在鎂基體中的固溶度越大，相應(yīng)的析出相數(shù)量減少，因此，高溫退火相比低溫退火，硬度偏低。且隨退火時(shí)間的延長(zhǎng)，析出相可能產(chǎn)生粗化現(xiàn)象，導(dǎo)致隨退火溫度的增加，硬度降低。

根據(jù)鎂鋁二元相圖可知，AZ80 鎂合金的脫溶溫度大約在360℃，即在360℃溫度以上退火時(shí)，若原基體中無析出相，在此溫度退火過程中僅會(huì)發(fā)生晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象，不會(huì)析出第二相。若原有基體中存在第二相，在此溫度下退火，原有第二相會(huì)隨退火時(shí)間的增加，析出相會(huì)逐漸消失溶入鎂基體中。由圖1 所示，原有鎂合金基體中含有少量β 相，在400℃下進(jìn)行退火時(shí)，首先發(fā)生β 相的回溶現(xiàn)象，隨后發(fā)生晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象。由于析出相數(shù)量的減少和晶粒的長(zhǎng)大，導(dǎo)致最終硬度值降低。如圖2 所示，隨著，在400℃退火時(shí)，隨著退火溫度的增加，硬度值逐漸降低。

2.2 退火參數(shù)對(duì)組織的影響

2.2.1 低溫退火組織

Mg17Al12相可以連續(xù)和不連續(xù)沉淀兩種方式從Mg 基體中析出，當(dāng)溫度較低時(shí)，通常以非連續(xù)析出為先導(dǎo)。溫度較高時(shí)，通常以連續(xù)方式析出[5]。當(dāng)在較低溫度150℃退火處理時(shí)，明顯看到隨著退火時(shí)間β-Mg17Al12析出相的數(shù)量持續(xù)增加。退火溫度200、250℃時(shí)不同退火時(shí)間也有類似金相變化。Al 原子將從過飽和的α-Mg 基體中通過形成Mg17Al12金屬間化合物析出[6]。從圖3 可看出，在30h 退火條件下，退火溫度越高β-Mg17Al12析出相的數(shù)量明顯增加。由圖3 還可看出，同一溫度，隨著退火時(shí)間的增加，析出相數(shù)量明顯增加。

相同的退火時(shí)間，隨著退火溫度提高，析出相數(shù)量明顯增加。由于溫度越高熱擴(kuò)散速度越快，相同時(shí)間內(nèi)析出相析出數(shù)量越多，Al 原子更容易從過飽和的α-Mg 基體中通過形成Mg17Al12金屬間化合物析出β-Mg17Al12析出相的數(shù)量持續(xù)增加。

低溫退火晶粒不會(huì)有明顯長(zhǎng)大。由于溫度較低固溶度低Al 原子很容易從過飽和的α-Mg 基體中通過形成Mg17Al12金屬間化合物析出β-Mg17Al12析出相，伴隨著β 相的析出、長(zhǎng)大抑制周圍晶粒長(zhǎng)大。

2.2.2 中溫退火組織

圖4 中退火處理溫度高，其Mg17Al12相的析出以連續(xù)析出為主，隨著退火溫度的升高，β 相的析出、長(zhǎng)大，β 相周圍的含鋁量不斷下降，形成貧鋁區(qū)，同時(shí)β 相繼續(xù)生長(zhǎng)時(shí)需要鋁原子從遠(yuǎn)處擴(kuò)散到β-Mg17Al12相的生長(zhǎng)，這一過程往往需要較長(zhǎng)的時(shí)間，因此β-Mg17Al12在形核初期生長(zhǎng)較快，但在長(zhǎng)大到一定程度即達(dá)到平衡，停止生長(zhǎng)。在β 相生長(zhǎng)過程伴隨的另一現(xiàn)象是，由于在β 相周圍形成了貧鋁區(qū)，兩繼續(xù)生長(zhǎng)所需的鋁原子需要較長(zhǎng)時(shí)間的擴(kuò)散才能到達(dá)晶面，因而在β 相的生長(zhǎng)前沿，會(huì)有部分區(qū)域優(yōu)先生長(zhǎng)，向α-Mg 基體中延伸，在一定程度上減小鋁原子的擴(kuò)散距離，有助于β 相的生長(zhǎng)。在組織上表現(xiàn)為不連續(xù)析出與連續(xù)析出兩種析出方式，并在較低溫度的加熱和保溫過程中未溶入基體α 相中。隨著溫度的升高（如300、350℃），β 相逐漸減少，對(duì)比可以得出，在退火時(shí)間30h 的條件下，350℃金相圖中β相較300℃的β 相明顯減少，說明在熱變形過程中當(dāng)退火溫度較高時(shí)，會(huì)起到一定的固溶時(shí)效作用，部分第二相會(huì)溶入基體α 相中。在冷卻過程，由于溫度較高，冷卻速度較快，在冷卻過程中AZ80 合金內(nèi)部沿晶粒周圍會(huì)析出塊狀的第二相β 相[7]。

圖4 300℃和350℃不同退火時(shí)間AZ80 鎂合金組織

2.2.3 高溫退火組織

經(jīng)400℃退火保溫不同時(shí)間對(duì)試樣組織的影響，如圖5 所示，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，相溶解程度逐漸加大，在15min 時(shí)晶界處仍存在較多β 相，60min 以后幾乎全部溶解，同時(shí)晶內(nèi)出現(xiàn)點(diǎn)狀物。這是因?yàn)樵谕嘶鹕郎匾约氨剡^程中,粗大的Mg17Al12相溶解在α-Mg 中；在冷卻過程中，Al 從過飽和的α-Mg 固溶體中脫溶析出沉淀相Mg17Al12，并且呈細(xì)小的點(diǎn)狀均勻分布在α-Mg 中。在同一溫度下，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng),枝晶偏析越少，但保溫時(shí)間太長(zhǎng)容易導(dǎo)致晶粒粗大。

圖5 400℃不同退火時(shí)間AZ80 鎂合金組織

3 結(jié)論

（1）從AZ80 鎂合金的金相組織可以看出，升高時(shí)效溫度，第二相β-Mg17Al12逐漸析出，升高時(shí)效溫度會(huì)使第二相數(shù)量增多，到200℃時(shí)，第二相分解析出速度加快，且析出相的分布變得均勻，細(xì)小析出相呈彌散狀態(tài)分布于晶界上。隨著時(shí)效溫度升高到250℃，合金的二次相晶粒大小不再有明顯變化，只是在晶界處聚集。

（2）150、200、250℃隨退火時(shí)間增加有相似的變形規(guī)律，即隨著保溫時(shí)間的增加，硬度先增加后下降。在300、350℃退火條件下，硬度值有逐漸下降的趨勢(shì)，350℃最為明顯；400℃硬度值也是明顯下降。

（3）AZ80 鎂合金在較低退火處理溫度條件下（150～300℃），β 相隨著溫度的增加而增加；較高退火溫度條件下（300～350℃），由于固溶作用β 相逐漸溶解在α-Mg 基體中；退火處理溫度為400℃時(shí), 內(nèi)晶粒異常長(zhǎng)大現(xiàn)象在短時(shí)間內(nèi)立即出現(xiàn)。β 相的析出方式為連續(xù)析出和非連續(xù)析出，在退火溫度較低的條件下，主要以非連續(xù)析出為主。隨著退火溫度的增高析出相增多。當(dāng)溫度達(dá)到350℃時(shí)析出方式為連續(xù)性析出，由于Al 元素溶解在基體中，β 相減少。

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