ZM61高強(qiáng)變形鎂合金熱處理工藝的優(yōu)化研究.pdf

1、本文利用金相顯微組織觀察、掃描電鏡觀察(SEM)、能譜分析(EDS)、力學(xué)性能測(cè)試和顯微硬度測(cè)試等途徑，系統(tǒng)地研究了熱處理工藝對(duì)Mg-6Zn-1Mn高強(qiáng)鎂合金組織和性能的影響，主要討論了以下內(nèi)容：ZM61鎂合金固溶處理的必要性、固溶工藝的研究；改變預(yù)時(shí)效溫度和時(shí)間來(lái)優(yōu)化合金的雙級(jí)時(shí)效工藝；ZM61的新型多級(jí)時(shí)效(T616)工藝；時(shí)效前的預(yù)變形處理對(duì)ZM61合金組織和性能的影響。通過(guò)能譜分析(EDS)、X射線衍射物相分析(XRD)以及透射

2、電鏡觀察(TEM)等方式對(duì)合金的各狀態(tài)以及工藝的各階段顯微組織進(jìn)行了研究，綜合得出了以下結(jié)果：
　　 (1)真空感應(yīng)熔煉制得組織呈樹(shù)枝晶狀的Mg-6wt.％Zn-1wt.％Mn合金鑄錠，枝晶間和枝晶內(nèi)存在共晶化合物Mg7Zn3。經(jīng)330℃×24 h均勻化處理消除了鑄錠偏析，組織變得均勻，均勻化過(guò)程中鑄態(tài)中的Mg7Zn3逐漸擴(kuò)散，在空冷時(shí)分解，重新析出化合物MgZn，過(guò)程中伴隨少量α-Mn的析出且Mn起到了除雜的作用。合金在320

3、℃下能擠壓成型，完成回復(fù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小均勻的晶粒組織。高溫(420℃)擠壓時(shí)易出現(xiàn)再結(jié)晶晶粒變大、尺寸不均勻的現(xiàn)象。擠壓溫度越高，合金力學(xué)性能越差，并且擠壓態(tài)合金強(qiáng)度較低，表現(xiàn)出明顯的韌性斷裂特征。Mg7Zn3分解成的MgZn化合物并未在動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶過(guò)程中完全溶入基體，仍存在于擠壓態(tài)中且隨擠壓溫度的升高，殘留量越少。
　　 (2)對(duì)于可時(shí)效強(qiáng)化的Mg-6Zn-Mn變形鎂合金，企圖通過(guò)熱處理來(lái)提升強(qiáng)度就必須在時(shí)效前進(jìn)行固溶

4、處理，且最佳的固溶處理工藝是420℃×2 h。相對(duì)于擠壓成型后直接時(shí)效(T5工藝，包括Single aging和Double aging)，“固溶+時(shí)效”(特別是T4+2-step-aging)可顯著提升合金力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度為362 MPa，達(dá)到含鋯鎂合金ZK60的強(qiáng)度水平。固溶處理使擠壓得到細(xì)小均勻的晶粒明顯長(zhǎng)大，時(shí)效處理對(duì)合金晶粒度影響不明顯。高溫?cái)D壓成型的合金已發(fā)生部分固溶效應(yīng)。合金在經(jīng)過(guò)420℃×2 h固溶工藝處理后，可以使擠

5、壓態(tài)的未溶Mg-Zn化合物充分溶入Mg基體中，且Mn以α-Mn單質(zhì)顆粒的形式析出，為后續(xù)的時(shí)效熱處理β'相的析出做準(zhǔn)備。在“T4+2-step-aging”工藝的預(yù)時(shí)效階段有彌散的α-Mn和G.P.區(qū)出現(xiàn)，峰時(shí)效便析出彌散的β'相強(qiáng)化合金。
　　 (3)雙級(jí)時(shí)效制度中，預(yù)時(shí)效時(shí)間越長(zhǎng)，終時(shí)效后合金硬度越大，且均在終級(jí)時(shí)效處理4h左右達(dá)到峰值。合金通過(guò)90℃×32 h+180℃×4 h工藝處理后，UTS超過(guò)370MPa。當(dāng)服役條件

6、的強(qiáng)度要求低于350 MPa時(shí)，采用110℃×5 h+180℃×4h工藝可明顯縮短時(shí)效處理時(shí)間，提高生產(chǎn)效率。綜合考慮，90℃×12 h+180℃×4h為最優(yōu)雙級(jí)時(shí)效工藝，在總時(shí)效16 h可達(dá)到Y(jié)S：330 MPa，UTS：350 MPa，延伸率為5.5％的優(yōu)良綜合力學(xué)性能。雙級(jí)時(shí)效工藝中，不同預(yù)時(shí)效處理后，合金的顯微組織無(wú)明顯區(qū)別，且時(shí)效后都表現(xiàn)出合金晶間干凈、晶粒組織均勻的特點(diǎn)。90℃×32 h+180℃×4 h工藝預(yù)時(shí)效處理后，合

7、金中的G.P.區(qū)數(shù)量明顯高于110℃×5 h和90℃×12 h兩種預(yù)時(shí)效工藝，生成了更彌散的桿狀β1'相強(qiáng)化合金。
　　 (4)ZM61合金經(jīng)T616兩種時(shí)效工藝(T616-1:180℃×10 min+90℃×32h+180℃×x h：T616-2:180℃×10 min+70℃×60 h+180℃×x h)處理后，顯微硬度在終時(shí)效處理2 h左右達(dá)到峰值，接近95 HV；T616 third step-12 h工藝的UTS為36

8、5 MPa，達(dá)到ZK60的水平，而YS為352 MPa，屈強(qiáng)比高達(dá)0.96。T616工藝相對(duì)于單級(jí)峰時(shí)效使合金力學(xué)性能大幅提高，但與優(yōu)化后的雙級(jí)時(shí)效工藝相比力學(xué)性能上并沒(méi)有進(jìn)一步提升，從工藝優(yōu)化的角度看也毫無(wú)優(yōu)勢(shì)。在T616工藝的第一級(jí)和第二級(jí)，合金的強(qiáng)度并沒(méi)有明顯提升，只有Mn元素繼續(xù)以α-Mn的形式析出和大量G.P.區(qū)的生成(特別是第二級(jí)處理)。在第三級(jí)處理時(shí)，他們作為析出相的異質(zhì)核心，加快過(guò)渡析出相的析出速度和彌散度，尤其是起主要

9、強(qiáng)化作用的桿狀β1'相的數(shù)量明顯增多，使合金強(qiáng)化速度加快，強(qiáng)度提高。
　　 (5)預(yù)變形可加快合金的時(shí)效析出動(dòng)力學(xué)，縮短達(dá)到峰值時(shí)效的時(shí)間且明顯提高合金的屈服強(qiáng)度，使ZM61合金屈強(qiáng)比接近1，擴(kuò)大了其實(shí)際應(yīng)用的范圍。合金顯微組織上，時(shí)效處理前的塑性變形產(chǎn)生的大量位錯(cuò)和孿晶，位錯(cuò)可作為析出相的異質(zhì)核心加快析出速度；變形量越大，合金組織中孿晶越多。合金經(jīng)不同變形量預(yù)變形后，在同一溫度下進(jìn)行時(shí)效處理，強(qiáng)度漲幅相當(dāng)，5％變形略高于3％變