原標(biāo)題：熱處理對壓鑄 Mg-Zn-Al-Mn 合金組織及性能的影響

摘要

采用壓鑄成形工藝制備Mg-Zn-Al-Mn合金，研究不同熱處理工藝對壓鑄Mg-Zn-Al-Mn合金力學(xué)性能和顯微組織的影響。結(jié)果表明，壓鑄態(tài)合金采用直接時(shí)效處理時(shí)，在190 ℃下直接時(shí)效5 h，合金強(qiáng)度達(dá)到峰值，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為236 MPa，149 MPa和7.3%。經(jīng)過固溶處理后，過飽和固溶度提升，大部分第二相顆粒在固溶過程中溶解進(jìn)鎂基體中，即有更大的第二相脫溶析出驅(qū)動(dòng)力。335 ℃×4 h+190 ℃×5 h時(shí)合金力學(xué)性能達(dá)到最佳，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為243 MPa，167 MPa和5.1%。浸泡試驗(yàn)表明，經(jīng)過T6處理后的合金具有最好的耐浸泡腐蝕性能，電化學(xué)試驗(yàn)結(jié)果顯示，T6處理合金具有最小的腐蝕電流密度和最大的高頻阻抗弧半徑，表明其具有最優(yōu)的耐腐蝕性能。

隨著全球資源危機(jī)和環(huán)境污染等問題日趨嚴(yán)重，在工業(yè)生產(chǎn)應(yīng)用中實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)材料的輕量化、降低能源消耗成為需要解決的關(guān)鍵問題。隨著生產(chǎn)技術(shù)進(jìn)步以及成本降低，近年來，鎂合金作為結(jié)構(gòu)材料，在航空航天、國防軍事、軌道交通、電子通訊、生物醫(yī)療等重要領(lǐng)域展現(xiàn)出顯著的應(yīng)用優(yōu)勢和廣闊的應(yīng)用前景，被稱為“21世紀(jì)綠色工程材料”。而鎂合金強(qiáng)度不如鋁合金，壓鑄件需要經(jīng)過熱處理后方可達(dá)到性能要求。

在改善材料性能的眾多辦法中，熱處理是被普遍運(yùn)用的一種，退火和固溶時(shí)效是鎂合金熱處理工藝中最常用的兩大類。固溶處理，是將合金在其高溫單相區(qū)內(nèi)的溫度上恒溫放置一段時(shí)間，在高溫環(huán)境下，合金元素會(huì)更易溶于基體內(nèi)部，從而使得組織中的大量第二相固溶進(jìn)基體當(dāng)中，之后通過快速冷卻形成過飽和固溶體的方法。合金元素固溶進(jìn)入基體后，會(huì)使基體產(chǎn)生點(diǎn)陣畸變，從而在組織中產(chǎn)生較大的內(nèi)應(yīng)力，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，基體得到強(qiáng)化，表現(xiàn)為合金的強(qiáng)度提高。時(shí)效處理，是指試樣在經(jīng)過固溶處理后，將試樣放在一定溫度的容器中，保溫一定的時(shí)間，然后逐漸恢復(fù)到室溫的過程，使固溶處理后的過飽和固溶體發(fā)生分解，第二相在此過程中析出，使合金發(fā)生沉淀強(qiáng)化。

本文采用自主設(shè)計(jì)鎂合金成分，通過壓鑄成形工藝制備鎂合金鑄件，主要研究熱處理工藝對鎂合金組織以及性能的影響，以提高鎂合金性能，滿足現(xiàn)代工業(yè)對鎂合金材料的性能要求。

1、試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為Mg-Zn-Al-Mn合金，采用純鎂錠（99.8%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）、純鋅錠（99.8%）、純鋁錠（99.8%）和錳粉熔煉配制。首先將已經(jīng)切割稱量的純Zn錠，純Al錠放入預(yù)熱爐中，保溫0.5 h，充分去除殘存的水分。其次熔煉基體鎂，將鎂加入到熔爐中熔化得到純鎂液。將預(yù)熱的純Mg錠放入井式電阻坩堝爐中，在保護(hù)氣體SF6和N2下完全熔化，將熔體溫度控制在 700~720 ℃。等到純鎂完全熔化后加入純鋅（1.6 kg），純Al（160 g），以及錳粉（100 g）（整體熔煉大約20 kg）。將預(yù)熱的純Zn錠、純 Al錠逐次加入熔體中，保溫25~35 min，直至純Zn錠、Al錠全部熔化；每熔一種合金就撈一次渣。后將金屬熔體溫度升至750℃，加入鎂合金專用精煉劑進(jìn)行精煉，精煉劑加入量約為熔體總質(zhì)量的 0.5%，將精煉勺浸入金屬熔體2/3 處，有序的由上至下攪拌金屬熔體10~15 min，然后靜置0.5 h，等剩余少量渣沉底。接著舀出表面部分鎂合金熔液，倒入準(zhǔn)備好的沖壓容器內(nèi)。最后給沖壓模具噴涂脫模劑，方便沖壓后試樣脫模。實(shí)際合金成分經(jīng)SPECTROMAX光電直讀光譜儀測定，如表1所示。

表1 試驗(yàn)合金成分 wB/%

壓鑄試驗(yàn)采用280 t LK IMPRESS-III立式壓鑄機(jī)，試驗(yàn)所選取的比壓為200 MPa，擠壓速度為10 mm/s，保壓時(shí)間為30 s，模具溫度為350 ℃。試驗(yàn)完成后，采用HD-B615A-S電腦伺服雙柱拉力試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸測試，拉伸試樣尺寸如圖1所示。金相試樣由拉伸試棒尾部截取約20 mm段，經(jīng)過打磨拋光后使用5%硝酸酒精進(jìn)行腐蝕，用OLYMPUS GX-51型光學(xué)顯微鏡觀察試樣組織，采用Verios G4 UC型掃描電鏡對壓鑄件組織的第二相形貌、溶質(zhì)元素分布等信息進(jìn)行分析，借助XRD分析合金的相組成。將試樣表面磨拋至光潔，采用 FIRST FD-102渦流電導(dǎo)儀進(jìn)行電導(dǎo)率測試。采用 RST5200F電化學(xué)工作站進(jìn)行開位電路測試、阻抗測試和極化曲線測試。

圖1 拉伸試樣尺寸

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1　直接時(shí)效處理對合金力學(xué)性能的影響

表2顯示了不同時(shí)間直接時(shí)效對Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金的力學(xué)性能影響。由試驗(yàn)結(jié)果可知，經(jīng)過190 ℃直接時(shí)效后，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度明顯有了提升。時(shí)效時(shí)間在5 h時(shí)，力學(xué)性能達(dá)到了峰值。其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率分別為236 MPa、149 MPa和7.3%。與未進(jìn)行直接時(shí)效處理的鑄態(tài)Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金相比，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了12 MPa和30 MPa，其伸長率降低了1.1%。表3顯示了不同溫度直接時(shí)效對Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金的力學(xué)性能影響。由試驗(yàn)結(jié)果可知，經(jīng)過不同溫度直接時(shí)效后，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度沒有明顯區(qū)別。經(jīng)過綜合比較，選擇190 ℃×5 h作為最佳時(shí)效工藝。

表2 Mg-Zn-Al-Mn合金不同時(shí)間直接時(shí)效的力學(xué)性能

表3 Mg-Zn-Al-Mn合金不同保溫溫度直接時(shí)效的力學(xué)性能

圖2顯示了不同時(shí)效時(shí)間直接時(shí)效的斷口形貌，可以看見大量的撕裂棱，有少數(shù)韌窩出現(xiàn)，隨著時(shí)效過后，韌窩數(shù)量明顯減少，撕裂棱變細(xì)小，出現(xiàn)少量解理平臺(tái)，合金的抗拉強(qiáng)度提高，而塑性降低；從圖2e、f中可以看出直接時(shí)效處理8 h后，斷口中出現(xiàn)更多的解理平臺(tái)，表現(xiàn)為脆性斷裂，合金的塑性下降。隨著時(shí)效時(shí)間的增加，斷口的解理平臺(tái)逐漸變得光滑平整。在拉伸變形過程中，裂紋的產(chǎn)生大多是沿著晶界，主要以沿晶斷裂為主。

圖2 Mg-Zn-Al-Mn合金190 ℃不同時(shí)效時(shí)間的斷口形貌

2.2 T6 處理對合金力學(xué)性能的影響

表4顯示了315 ℃不同固溶時(shí)間T6處理對Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金力學(xué)性能的影響。由試驗(yàn)結(jié)果可知，經(jīng)過T6處理后，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度比鑄態(tài)合金明顯有了提升，但與直接時(shí)效后的合金性能相比，沒有什么變化。于是將固溶溫度提升20 ℃再做一組T6處理。根據(jù)測試結(jié)果顯示（表5），經(jīng)過335 ℃-T6處理后，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度明顯有了提升。固溶時(shí)間在4 h時(shí)，力學(xué)性能達(dá)到了峰值。其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率分別為263 MPa、167 MPa和5.1%。與未進(jìn)行T6處理的鑄態(tài)Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金相比，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了39 MPa和48 MPa，其伸長率降低了3.3%。綜上試驗(yàn)可知，選擇335 ℃×4 h+190 ℃×5 h是T6處理工藝的最佳參數(shù)。

表4 Mg-Zn-Al-Mn合金315 ℃不同固溶時(shí)間T6處理的力學(xué)性能

表5 Mg-Zn-Al-Mn合金335 ℃不同固溶時(shí)間T6處理的力學(xué)性能

圖3顯示了不同熱處理工藝下Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金的斷口形貌。固溶處理后，晶界周圍粗大的第二相形貌和數(shù)量會(huì)得到很大改善，斷口中會(huì)有較多的細(xì)小韌窩，表現(xiàn)出了一定的撕裂特性，合金的強(qiáng)度和塑性得到提高。固溶處理后再進(jìn)行時(shí)效處理，經(jīng)過時(shí)效處理之后，固溶處理過程中溶解進(jìn)基體中的第二相會(huì)重新在晶界上析出并且逐步向晶粒的內(nèi)部蔓延，容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致合金的塑性下降。與315 ℃×4 h+190 ℃×5 h處理后合金的斷口相比，335 ℃×4 h+190 ℃×5 h處理后的合金斷口解理平臺(tái)、撕裂棱有所增加，斷口中存在較長的撕裂棱，而斷口中的韌窩數(shù)量有所減少；相比于315 ℃×4 h+190 ℃×5 h處理后的合金，335 ℃×4 h+190℃×5 h處理后的合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度有所提升，而塑性下降。

圖3 Mg-Zn-Al-Mn合金335 ℃不同固溶時(shí)間的T6處理的斷口形貌

2.3 固溶處理對合金組織的影響

圖4為Mg-Zn-Al-Mn合金不同固溶處理的組織形貌圖，可以看出相比于315 ℃×4 h固溶處理，335 ℃×4 h固溶處理后Mg-Zn-Al-Mn合金中的第二相得到大量溶解。圖4a、b是鑄態(tài)Mg-Zn-Al-Mn鎂合金的掃描電鏡顯微組織，Mg7Zn3相以粗大的長條狀和塊狀集中分布在晶界周圍。在固溶處理后，晶界周圍的Mg7Zn3相大大減少，剩余少量的Mg7Zn3相以點(diǎn)狀和細(xì)條狀存在，說明在固溶處理后，合金中Mg7Zn3相的形貌和數(shù)量得到顯著改善。在合金的拉伸過程中，晶界處的粗大合金相成為試樣內(nèi)部裂紋的起點(diǎn)，從而導(dǎo)致合金的拉伸強(qiáng)度和伸長率較低。固溶處理后，晶界處Mg7Zn3相的溶解降低了晶界處的應(yīng)力集中和切削效應(yīng)，改善了合金的性能。此外，鎂合金中存在較多的缺陷，如位錯(cuò)等，合金在固溶處理時(shí)，內(nèi)部溶質(zhì)原子較為活躍，易于擴(kuò)散，并會(huì)與位錯(cuò)等缺陷相互作用，使合金中的雜質(zhì)在位錯(cuò)附近偏聚，從而形成 “柯氏氣團(tuán)”。當(dāng)合金受到拉伸變形時(shí)，“柯氏氣團(tuán) ”對合金內(nèi)部位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)具有阻力作用，起到固溶強(qiáng)化的作用，從而提高合金的強(qiáng)度。合金的成分主要以Mg、Al和Zn元素為主，并含有少量Mn元素。由表6可知，經(jīng)過335 ℃×4 h固溶處理后，基體中Al和Zn元素的含量增加，Al和Zn含量分別從 0.65%和2.36%提高到1.5%和11.71%。從元素含量分析可知，基體中Zn元素的含量明顯提高，說明了Mg7Zn3相固溶進(jìn)了基體中。

圖4 Mg-Zn-Al-Mn合金不同固溶處理的組織形貌

表6 Mg-Zn-Al-Mn合金基體元素含量分析 at%

2.4 熱處理對耐腐蝕性能的影響

圖5是鑄態(tài)合金，直接時(shí)效處理后和T6處理后同時(shí)浸泡在3.5% NaCl腐蝕液中1d、3 d、7 d和14 d的表面腐蝕宏觀形貌圖片。從宏觀形貌發(fā)現(xiàn)合金試樣呈現(xiàn)明顯的點(diǎn)蝕坑，并隨著時(shí)間的延長，合金的腐蝕程度加重。對比鑄態(tài)合金和時(shí)效態(tài)合金試樣腐蝕后的宏觀照片，發(fā)現(xiàn)不論是1d、3 d、7 d還是14 d，T6處理后的合金腐蝕程度均較輕，即經(jīng)過T6處理后的合金的耐蝕性能較好。

圖5 Mg-Zn-Al-Mn合金不同熱處理下浸泡腐蝕的表面宏觀形貌

表7是通過開路電位測試極化曲線和EIS電化學(xué)阻抗，并根據(jù)Tafel規(guī)律擬合出合金的自腐蝕電位（Ecorr）以及自腐蝕電流密度（Icorr）。從圖6和表7中可以看出，經(jīng)過T6處理后，自腐蝕電流密度下降，T6處理后合金的耐腐蝕性能最好，自腐蝕電位為-1.604 V，自腐蝕電流密度為。因此，T6處理后的合金耐腐蝕性能最好，符合上述浸泡試驗(yàn)的結(jié)果。

表7 Mg-Zn-Al-Mn合金不同熱處理下極化曲線電化學(xué)參數(shù)

圖6 Mg-Zn-Al-Mn合金不同熱處理后的極化曲線

圖7為不同熱處理下Mg-Zn-Al-Mn合金的Nyquist圖。高頻容抗弧和低頻感抗弧這兩部分構(gòu)成了阻抗圖譜，通常用高頻容抗弧半徑大小來表示合金耐腐蝕性的強(qiáng)弱。若弧半徑越大，則阻抗值越大，合金的耐蝕性也越好。圖7可以看出，高頻容抗弧半徑由大到小分別是：T6處理>直接時(shí)效處理>鑄態(tài)。T6處理后的合金表現(xiàn)出優(yōu)于鑄態(tài)和時(shí)效態(tài)更強(qiáng)的耐腐蝕性，符合浸泡腐蝕的試驗(yàn)結(jié)果。

圖7 Mg-Zn-Al-Mn合金不同熱處理后的Nyquist圖

3、結(jié)論

（1）鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度為224 MPa，屈服強(qiáng)度為119 MPa，伸長率為8.4%，在經(jīng)過直接時(shí)效處理后，選擇190 ℃×5 h為最佳時(shí)效工藝。直接時(shí)效后，其抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到236 MPa，屈服強(qiáng)度可以達(dá)到149 MPa，伸長率降低為7.3%。

（2）經(jīng)過T6處理后，選擇335 ℃×4 h+190 ℃×5 h為最佳T6處理工藝，其抗拉強(qiáng)度提升至243 MPa，屈服強(qiáng)度提升至167 MPa，伸長率降低為5.1%。經(jīng)過固溶處理后，過飽和固溶度提升，大部分第二相顆粒在固溶過程中溶解進(jìn)鎂基體中，即有更大的析出驅(qū)動(dòng)力。合金元素固溶進(jìn)入基體后，會(huì)使基體產(chǎn)生點(diǎn)陣畸變，從而在組織中產(chǎn)生較大的內(nèi)應(yīng)力，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，令基體得到強(qiáng)化，表現(xiàn)為合金的強(qiáng)度提高，塑性下降。

（3）浸泡腐蝕后，T6處理后的合金耐腐蝕性明顯強(qiáng)于未熱處理的合金和直接時(shí)效的合金。電化學(xué)試驗(yàn)表明，T6處理后合金的耐腐蝕性能最好，自腐蝕電位為-1.604 V，自腐蝕電流密度為，符合上述浸泡試驗(yàn)的結(jié)果。

作者

孫金釗 張留艷

廣東工業(yè)大學(xué)材料與能源學(xué)院

夏鵬 李潤霞

東莞理工學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院

本文來自：鑄造雜志