靳霄曦，張 星，孟 模，帥 丹

（中北大學 材料科學與工程學院，山西 太原030051）

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

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，對變形后鎂合金的熱處理研究較少。鎂合金變形之后，晶粒細化，同時基體上產生大量位錯等缺陷。這些因素都會影響后續(xù)熱處理中析出相析出行為。所以研究熱處理對鍛壓AZ80 鎂合金組織和硬度的影響將有助于促進鎂合金發(fā)展，擴大鎂合金的使用范圍[3]。為此，本文對鎂合金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），結合硬化曲線，研究退火溫度和時間對AZ80 鎂合金組織及性能的影響。

1 實驗材料和方法

實驗材料為來自于山西銀光鎂業(yè)公司的鎂合金AZ80 鑄坯，其化學成分如表1 所示。退火實驗所用的鎂合金是鑄態(tài)坯料在經400℃，應變ε=1.6 變形后的狀態(tài)。實驗選用電阻爐為SXW-6-6 型號，本實驗設定最低退火溫度為150℃。同時為充分考慮退火時間對AZ80 鎂合金的影響，選擇最長退火時間為30h。具體的實驗參數(shù)為：①退火溫度：150、200、250、300、350、400℃；②保溫時間：2、4、6、8……28、30h。

表1 鎂合金AZ80 化學成份/wt%

熱處理后的試樣用海鷗4X1 型金相顯微鏡和HMV-2T 型顯微硬度計及標尺為HB 的布氏硬度儀對硬度進行分析。

2 實驗結果與分析

2.1 退火參數(shù)對硬度的影響規(guī)律

圖1 為退火實驗前的初始組織。此組織對應試樣是AZ80 鎂合金經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化。同時晶粒尺寸分布不均勻，在粗晶周圍包含著大量細小等軸晶粒。由文獻[4]可知，鎂合金熱變形過程中極易發(fā)生動態(tài)再結晶。因此，細小等軸晶粒為動態(tài)再結晶晶粒。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部生長，且成片狀組織，初步判斷為非連續(xù)析出。這可能是因為變形后試樣在常溫（低溫）下擱置時間太長，自然時效的結果。

圖1 退火前初始組織

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

同時由圖3 可知，退火溫度對硬度有更明顯的影響。在200℃退火時，具有更高的硬度。退火時間在16h 之內，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℃不同退火時間AZ80 鎂合金組織

產生以上結果的原因，與析出相析出機制、析出速度有關。退火溫度為150、200、250℃時，當溫度較低時，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，析出速度與退火溫度相關，退火溫度越高，熱擴散速度越快，相同時間內析出相析出數(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。且隨退火時間的延長，析出相可能產生粗化現(xiàn)象，導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，若原基體中無析出相，在此溫度退火過程中僅會發(fā)生晶粒長大現(xiàn)象，不會析出第二相。若原有基體中存在第二相，在此溫度下退火，原有第二相會隨退火時間的增加，析出相會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℃下進行退火時，首先發(fā)生β 相的回溶現(xiàn)象，隨后發(fā)生晶粒長大現(xiàn)象。由于析出相數(shù)量的減少和晶粒的長大，導致最終硬度值降低。如圖2 所示，隨著，在400℃退火時，隨著退火溫度的增加，硬度值逐漸降低。

2.2 退火參數(shù)對組織的影響

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，當溫度較低時，通常以非連續(xù)析出為先導。溫度較高時，通常以連續(xù)方式析出[5]。當在較低溫度150℃退火處理時，明顯看到隨著退火時間β-Mg17Al12析出相的數(shù)量持續(xù)增加。退火溫度200、250℃時不同退火時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，隨著退火時間的增加，析出相數(shù)量明顯增加。

相同的退火時間，隨著退火溫度提高，析出相數(shù)量明顯增加。由于溫度越高熱擴散速度越快，相同時間內析出相析出數(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。

低溫退火晶粒不會有明顯長大。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、長大抑制周圍晶粒長大。

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、長大，β 相周圍的含鋁量不斷下降，形成貧鋁區(qū)，同時β 相繼續(xù)生長時需要鋁原子從遠處擴散到β-Mg17Al12相的生長，這一過程往往需要較長的時間，因此β-Mg17Al12在形核初期生長較快，但在長大到一定程度即達到平衡，停止生長。在β 相生長過程伴隨的另一現(xiàn)象是，由于在β 相周圍形成了貧鋁區(qū)，兩繼續(xù)生長所需的鋁原子需要較長時間的擴散才能到達晶面，因而在β 相的生長前沿，會有部分區(qū)域優(yōu)先生長，向α-Mg 基體中延伸，在一定程度上減小鋁原子的擴散距離，有助于β 相的生長。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，對比可以得出，在退火時間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退火溫度較高時，會起到一定的固溶時效作用，部分第二相會溶入基體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 合金內部沿晶粒周圍會析出塊狀的第二相β 相[7]。

圖4 300℃和350℃不同退火時間AZ80 鎂合金組織

2.2.3 高溫退火組織

經400℃退火保溫不同時間對試樣組織的影響，如圖5 所示，隨著時間的延長，相溶解程度逐漸加大，在15min 時晶界處仍存在較多β 相，60min 以后幾乎全部溶解，同時晶內出現(xiàn)點狀物。這是因為在退火升溫以及保溫過程中,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，并且呈細小的點狀均勻分布在α-Mg 中。在同一溫度下，隨著保溫時間的延長,枝晶偏析越少，但保溫時間太長容易導致晶粒粗大。

圖5 400℃不同退火時間AZ80 鎂合金組織

3 結論

（1）從AZ80 鎂合金的金相組織可以看出，升高時效溫度，第二相β-Mg17Al12逐漸析出，升高時效溫度會使第二相數(shù)量增多，到200℃時，第二相分解析出速度加快，且析出相的分布變得均勻，細小析出相呈彌散狀態(tài)分布于晶界上。隨著時效溫度升高到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℃隨退火時間增加有相似的變形規(guī)律，即隨著保溫時間的增加，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，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, 內晶粒異常長大現(xiàn)象在短時間內立即出現(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。當溫度達到350℃時析出方式為連續(xù)性析出，由于Al 元素溶解在基體中，β 相減少。

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