張 玉，黃曉鋒, 2，郭 峰，李元東, 2，畢廣利, 2，馬 穎, 2，郝 遠(yuǎn), 2

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熱處理工藝對(duì)Mg-6Zn-3Al鎂合金顯微組織和力學(xué)性能的影響

張 玉1，黃曉鋒1, 2，郭 峰1，李元東1, 2，畢廣利1, 2，馬 穎1, 2，郝 遠(yuǎn)1, 2

(1. 蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金及加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

通過(guò)金屬型鑄造制備新型Mg-6Zn-3Al(ZA63，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)鎂合金，并利用光鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)、X射線衍射儀(XRD)和力學(xué)性能測(cè)試研究ZA63合金在鑄態(tài)、固溶和時(shí)效處理后顯微組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律。結(jié)果表明：合金鑄態(tài)組織主要由基體-Mg、晶界處呈連續(xù)或半連續(xù)分布的(-Mg+Mg2Zn3+Mg7Zn3+Mg32(Al,Zn)49)共晶和晶內(nèi)孤立的顆粒相組成。合金在350℃固溶12~36 h時(shí)，隨著時(shí)間延長(zhǎng)，固溶效果逐漸增強(qiáng)，且在28 h時(shí)獲得了較好的組織和241 MPa的抗拉強(qiáng)度及11.12%的伸長(zhǎng)率。隨后在180 ℃時(shí)效 6~72 h后，合金的抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步提高，力學(xué)性能隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)呈先增加后減小的趨勢(shì)，其中時(shí)效24 h時(shí)同時(shí)出現(xiàn)抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和硬度的峰值298 MPa、9.78%和96.3 HV，比鑄態(tài)的214 MPa、8.54%、62.2 HV分別提高39.25%、14.52%和54.82%。180 ℃時(shí)效24 h后，析出相的主要形態(tài)有板條狀和短棒狀。

Mg-6Zn-3Al鎂合金；固溶處理；時(shí)效處理；顯微組織；力學(xué)性能；析出相形態(tài)

鎂合金是目前工業(yè)上可應(yīng)用的最輕金屬結(jié)構(gòu)材料，且以具有資源豐富、密度低、比強(qiáng)度和比剛度高、良好的阻尼減震性及易切削加工等優(yōu)點(diǎn)廣泛應(yīng)用于航天航空、交通運(yùn)輸、電子通訊工業(yè)等領(lǐng)域[1?5]。目前，最常用的鎂合金系是以Mg-Al和Mg-Zn為基的Mg-Al-Zn和Mg-Zn-Zr三元系，如AM50A、AM60B、AZ91、ZK31和ZK60等合金[6?7]。然而這些合金塑性雖好，卻室溫和高溫下強(qiáng)度較差[8]，因此很大程度上制約了在工業(yè)生產(chǎn)中的廣泛應(yīng)用。此外，根據(jù)研究Mg-Zn二元合金由于晶粒粗大、結(jié)晶溫度范圍寬、熱裂傾向和顯微疏松嚴(yán)重、力學(xué)性能低下，通常采用合金化來(lái)改善其組織和力學(xué)性能[9]。有研究報(bào)道[10?11]，可以通過(guò)合金元素的添加來(lái)實(shí)現(xiàn)鎂合金晶粒細(xì)化和組織改善，進(jìn)而提高力學(xué)性能。所以，最近幾年新型鎂合金的研究成為熱點(diǎn)。鋁(Al)是一種熔點(diǎn)低、價(jià)格低廉、有助于改善Mg-Zn合金的鑄造性能的合金元 素[12]。近年來(lái)已開(kāi)發(fā)的新型Mg-Zn-Al系合金有ZA62和ZA102[13?14]等。這些新型的Mg-Zn-Al系合金與廣泛商業(yè)化應(yīng)用的AZ91和AM60合金相比，具有優(yōu)良的鑄造性能和耐熱性能，且成本低廉，顯示出了良好的發(fā)展?jié)摿蛻?yīng)用前景[15]。鎂合金除了通過(guò)添加合金強(qiáng)化外，鎂合金的熱處理強(qiáng)化及其機(jī)理也是鎂合金研究的重要方向之一。通常鎂合金的強(qiáng)化有固溶強(qiáng)化、沉淀析出強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化等。而其中沉淀析出強(qiáng)化是鎂合金強(qiáng)化的一個(gè)重要機(jī)制[16]。眾所周知，一個(gè)部件的性能是由其顯微組織決定，顯微組織又由加工工藝和隨后的熱處理所決定[17]。根據(jù)一些新型Mg-Zn-Al合金的研究，如ZA75[18]和ZA84[19]是典型的可熱處理強(qiáng)化型合金且通過(guò)熱處理后，相比其鑄態(tài)的性能有了明顯提高。因此，基于上述關(guān)于新型Mg-Zn-Al合金的報(bào)道，本文作者在Mg-6Zn基上通過(guò)合理的合金化獲得了一種新型Mg-6Zn-3Al(ZA63)鎂合金，并以其合金的固溶和時(shí)效處理工藝優(yōu)化為目標(biāo)，研究其鑄態(tài)組織和固溶、時(shí)效處理對(duì)其合金組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，優(yōu)化出較佳的固溶和時(shí)效處理工藝，同時(shí)旨在開(kāi)發(fā)一種力學(xué)性能較高的新型合金，為研究新型Mg-Zn-Al鎂合金提供參考，同時(shí)為后期實(shí)驗(yàn)做準(zhǔn)備。

1 實(shí)驗(yàn)

制備實(shí)驗(yàn)ZA63合金所用的原材料為純鎂錠 (＞99.99%)，純鋅錠(＞99.999%)和純鋁錠(＞99.99%)。所用合金在熔煉之前用鋼刷磨掉表面的油污和氧化層以減少熔煉雜質(zhì)并大致預(yù)熱至200 ℃烘干待用，隨后放入鋼制坩堝中在SG2?7.7kW井式電阻爐中進(jìn)行熔煉。熔煉時(shí)，先將鋼制坩堝預(yù)熱至200 ℃，然后在里外刷上涂料并加入鎂錠，用RJ?2熔劑和Ar氣氛保護(hù)熔體以防止熔體的氧化和燃燒。當(dāng)Mg錠熔化后于680 ℃加入Zn和Al錠,隨后熔體升至750 ℃并保溫20 min使合金元素趨于均勻。當(dāng)溫度降至730 ℃時(shí)，2%(實(shí)驗(yàn)合金的質(zhì)量分?jǐn)?shù))的C2Cl6通過(guò)人工攪拌加入到熔體中以精煉除渣、除氣。精煉完后迅速撇凈熔體表面的浮渣并靜止保溫20 min。當(dāng)熔體溫度降至710 ℃時(shí)經(jīng)扒渣后，將其澆注于已預(yù)熱至200 ℃左右的金屬鑄型中獲得所需的鑄錠，待其冷卻凝固后取樣研究組織和力學(xué)性能。

將獲得的棒狀和板狀鑄錠用線切割分別加工成15 mm×20 mm的圓柱狀和拉伸試樣，拉伸試樣取樣過(guò)程如圖1所示。根據(jù)文獻(xiàn)[14, 20]和Mg-Zn二元相圖，制定實(shí)驗(yàn)合金固溶工藝為：在350 ℃下分別保溫12、20、28和36 h，然后用冷水水淬。隨后經(jīng)350 ℃固溶28 h后的試樣在180 ℃時(shí)效6、12、24、48、60和72 h，保溫結(jié)束后出爐空冷。固溶和時(shí)效處理均在箱式電阻爐(溫度誤差±2 ℃)中進(jìn)行。為了避免試樣被氧化，固溶時(shí)用硫粉對(duì)其進(jìn)行覆蓋保護(hù)，時(shí)效時(shí)加熱介質(zhì)為甲基硅油。鑄態(tài)試樣經(jīng)磨光和拋光后用4%硝酸酒精侵蝕，而固溶和時(shí)效后的試樣經(jīng)磨光和拋光后用試劑(2.5 mL醋酸+45 mL乙醇+5 mL蒸餾水+2.75 g苦味酸)侵蝕。顯微組織采用MeF?3光學(xué)顯微鏡(OM)和場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)表征。在X射線衍射儀(D/max?2400)進(jìn)行合金的物相確定，Cu靶、掃描速度5 (°)/min、掃描角度10°~90°。采用HvT?1000A型顯微硬度計(jì)上進(jìn)行硬度測(cè)試，載荷0.98 N，保持時(shí)間15 s，每個(gè)試樣在晶粒內(nèi)測(cè)量10次并取平均值。TEM試樣先經(jīng)手工磨至70~80 μm后，沖壓為3 mm的圓片，最后利用離子減薄儀制得并在透射電鏡上進(jìn)行分析。合金室溫拉伸測(cè)試在WDW?100D萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為1 mm/s，每組3個(gè)試樣重復(fù)進(jìn)行，取其平均值作為實(shí)驗(yàn)結(jié)果。拉伸斷口也在SEM上進(jìn)行觀察分析。

圖1 坯錠和拉伸試樣

2 結(jié)果與討論

2.1 鑄態(tài)組織

圖2所示為ZA63合金在鑄態(tài),固溶和時(shí)效處理下的XRD譜。由圖2(a)可看出，鑄態(tài)合金主要由-Mg、Mg2Zn3、Mg7Zn3和Mg32(Al,Zn)49相組成。根據(jù)存在的報(bào)道[21]，Mg32(Al,Zn)49屬于體心晶體結(jié)構(gòu)(=1.416 nm)。由圖2(b)可知，合金經(jīng)過(guò)350 ℃固溶28 h后，固溶體的衍射峰沒(méi)有變化，第二相的衍射峰顯著減弱，說(shuō)明固溶處理后絕大部分非平衡共晶組織溶入基體中。合金經(jīng)過(guò)180 ℃時(shí)效24 h后，與鑄態(tài)和固溶態(tài)相比，有Mg32(Al,Zn)49和MgZn2相生成。根據(jù)文獻(xiàn)[22]，MgZn2屬于底心單斜晶體結(jié)(=2.596 nm,=1.428 nm,=0.524 nm,=102.5°)，它是Mg-Zn基合金的主要強(qiáng)化相。此外，也有Mg2Zn3相生成，其強(qiáng)化作用較小。

圖2 ZA63合金的XRD譜

圖3所示分別為ZA63合金鑄態(tài)的OM和SEM 顯微組織。由圖3(a)看出，合金鑄態(tài)組織主要由白 色的基體-Mg和黑色的(-Mg+Mg2Zn3+Mg7Zn3+ Mg32(Al,Zn)49)共晶相組成?；w整體呈典型的枝晶組織形貌，這是由于在凝固過(guò)程中，結(jié)晶的晶粒逐漸長(zhǎng)大，并向枝晶組織發(fā)展，當(dāng)枝晶長(zhǎng)大到一定程度時(shí)，相鄰枝晶的一次枝晶臂或二次枝晶臂相互搭接，最后形成互連的枝晶組織。同時(shí)看到，其中-Mg有兩種形態(tài)：一種為粗大的枝晶形態(tài)(1-Mg)，另外一種以小顆粒的形態(tài)存在(2-Mg)。由圖3(b)看出，大部分共晶化合物以連續(xù)粗大網(wǎng)狀分布于晶界處，同時(shí)還有一定數(shù)量的以孤島狀和顆粒狀的粒子分布于基體中。此外，整個(gè)組織分布存在明顯的偏析現(xiàn)象。這主要?dú)w于在非平衡凝固過(guò)程中，由于溶質(zhì)原子的再分配使初生-Mg中的合金元素來(lái)不及擴(kuò)散，致使合金元素在未凝固的液相中富集，表現(xiàn)為嚴(yán)重的枝晶偏析[23]。從圖3(c)可看出，合金的共晶相由呈白色(點(diǎn))、灰色(點(diǎn))和淺黑色(點(diǎn))的共晶化合物組成，整個(gè)形態(tài)以富集的骨骼狀存在。此外，在共晶化合物的局部區(qū)域有明顯的層狀結(jié)構(gòu)產(chǎn)生(橢圓區(qū)域)。這主要是由于在非平衡凝固過(guò)程中形成了溶質(zhì)富集和貧乏區(qū)域，溶質(zhì)富集區(qū)的標(biāo)準(zhǔn)電極電位高于溶質(zhì)貧乏區(qū)的標(biāo)準(zhǔn)電極電位，故溶質(zhì)富集區(qū)形成了凸起[24]。

圖3 ZA63合金的鑄態(tài)光學(xué)和掃描顯微組織

2.2 熱處理對(duì)顯微組織的影響

固溶處理是在合金共晶溫度范圍附近保溫以促進(jìn)共晶化合物的溶解、枝晶偏析的消除和提高基體的過(guò)飽和度，為合金時(shí)效時(shí)強(qiáng)化相的析出做準(zhǔn)備。圖4所示為ZA63合金在350 ℃保溫不同時(shí)間后的顯微組織。由圖4看出，相比鑄態(tài)組織(見(jiàn)圖3(a)), 隨著保溫時(shí)間增加，-Mg晶粒形貌、第二相的形態(tài)和數(shù)量都發(fā)生了顯著變化。經(jīng)12 h固溶后，晶界處仍有大量第二相粒子殘留且偏析現(xiàn)象仍然比較嚴(yán)重。這主要是由于固溶時(shí)間較短，晶界處的合金元素沒(méi)有完全回溶到基體中。當(dāng)保溫時(shí)間增加至20 h時(shí)(見(jiàn)圖4(a))，相比保溫12 h的，晶界處的共晶化合物和枝晶偏析程度進(jìn)一步減少。當(dāng)固溶時(shí)間達(dá)到28 h后，如圖4(b)所示，共晶的形態(tài)由初始粗大網(wǎng)狀完全演變?yōu)榉沁B續(xù)細(xì)小孤立的顆粒狀，同時(shí)分布于晶界處的非平衡凝固組織明顯減少，且變得纖細(xì)。說(shuō)明此工藝下合金中的第二相已發(fā)生了大量溶解。另外，枝晶間的偏析完全消除，合金組元分布更加均勻，枝晶組織形貌完全消除，說(shuō)明同一溫度下適當(dāng)延長(zhǎng)保溫時(shí)間能有效促進(jìn)溶質(zhì)原子的溶解和擴(kuò)散。當(dāng)繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間到36 h后，相比保溫28 h的, 第二相的演變差別不大，然而有晶粒明顯的長(zhǎng)大傾向，這是由于隨著固溶時(shí)間延長(zhǎng)，對(duì)晶界有釘扎作用的析出相不斷回溶，晶界不斷遷移，晶粒相互吞并長(zhǎng)大。綜合圖4可看出，當(dāng)保溫時(shí)間較短時(shí)，晶界和枝晶間隙處的非平衡凝固組織固溶不充分，需要更長(zhǎng)的時(shí)間達(dá)到固溶效果；當(dāng)額外增加保溫時(shí)間后，晶粒有長(zhǎng)大現(xiàn)象。因此，結(jié)合實(shí)驗(yàn)結(jié)果，ZA63合金的固溶效果在350 ℃固溶28 h時(shí)較佳。

圖4 ZA63合金在350 ℃固溶不同時(shí)間后的顯微組織

2.3 熱處理對(duì)力學(xué)性能的影響

由合金的“成分?熱處理?組織?性能”關(guān)系可知，顯微組織在決定合金性能上扮演著重要角色。圖5(a)和(b)所示分別是合金在180 ℃下時(shí)效時(shí)間對(duì)合金拉伸性能和顯微硬度的影響曲線圖。從圖5(a)看出，合金經(jīng)固溶后力學(xué)性能顯著提高。這是由于Zn和Al元素固溶到基體-Mg后，合金的位錯(cuò)密度增大，基體的晶格發(fā)生畸變，畸變產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)周?chē)膹椥詰?yīng)力場(chǎng)交互作用，使溶質(zhì)原子聚集到位錯(cuò)線附近，形成“氣團(tuán)”，導(dǎo)致位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增大，從而使合金強(qiáng) 化[25]。固溶體中各元素的固溶強(qiáng)化作用可用公式表達(dá)[26]：

式中：c為溶質(zhì)濃度；F為位錯(cuò)擺脫溶質(zhì)原子的釘扎所需要的臨界力；b為溶質(zhì)層厚度；G為溶質(zhì)原子彈性模量。由上式可見(jiàn)，固溶強(qiáng)化效果會(huì)隨著固溶體中溶質(zhì)濃度的增加而提高。同時(shí)從圖5(a)看到，相比鑄態(tài)和固溶態(tài)的抗拉強(qiáng)度，時(shí)效后合金的抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步顯著提高，并隨時(shí)間延長(zhǎng)呈先增加后減小的趨勢(shì)。合金在保溫前期(6~24 h)，抗拉強(qiáng)度呈上升的趨勢(shì)且在保溫24 h時(shí)達(dá)到了峰值298 MPa，分別比鑄態(tài)和最佳固溶態(tài)的增加了84 MPa和57 MPa。這是由于合金經(jīng)固溶處理水淬時(shí)冷卻速度很大，能夠保存高溫時(shí)的過(guò)飽和空位，在低溫時(shí)效時(shí)，這些空位仍有遷移性且空位遷移的激活能和G.P.區(qū)形成的激活能相近，有利于G.P.區(qū)的形成[27]。從能量和晶粒間位向的角度考慮，G.P.區(qū)和過(guò)渡相與基體的界面為共格界面，界面能和形核功較低，有利于G.P.區(qū)和過(guò)渡相的孕育形核和生長(zhǎng)，進(jìn)而產(chǎn)生顯著強(qiáng)化合金的作用。此外，合金固溶后基體處于過(guò)飽和狀態(tài)，而晶界處于貧溶質(zhì)狀態(tài)且原子錯(cuò)配度較大，加之各種晶體缺陷遠(yuǎn)高于晶粒內(nèi)部的，存在著成分起伏和溶質(zhì)原子濃度梯度。在這些有利于強(qiáng)化相析出條件下，由于Al在Mg中的固溶度高于Zn，故合金時(shí)效時(shí)，Zn原子將率先從基體中析出，發(fā)生原子團(tuán)簇，緊接著發(fā)生Al原子以及Zn和Al共同團(tuán)簇形成G.P.區(qū)并逐漸轉(zhuǎn)變成沿棱面析出并與基面垂直的棒狀亞穩(wěn)MgZn2相。該相對(duì)基面滑移有著較強(qiáng)的阻礙作用[28]，在拉伸過(guò)程中阻礙了裂紋的萌生與傳播，進(jìn)而使合金的強(qiáng)度明顯提高。在保溫后期(24~72 h)，抗拉強(qiáng)度呈下降的趨勢(shì)，這主要由于隨保溫時(shí)間增加，脫溶相逐漸減少并發(fā)生粗化。如果定義初始基體過(guò)飽和相為α′，基體平衡相為α相，則在穩(wěn)定相β相的周?chē)托纬闪艘粋€(gè)從母相α′相分解生成平衡相α相和β相的反應(yīng)界面。這將使穩(wěn)定相與基體的界面增加，進(jìn)而整個(gè)體系中存在著大量的界面能?；谡麄€(gè)體系要處于熱力學(xué)上的穩(wěn)定狀態(tài)要求，勢(shì)必界面能要降低，界面能的降低就成為脫溶相粗化的驅(qū)動(dòng)力[27]。微觀上表現(xiàn)為析出平衡相發(fā)生粗化和晶粒長(zhǎng)大，結(jié)果表現(xiàn)為失去沉淀彌散強(qiáng)化效果。此外，在后續(xù)時(shí)效過(guò)程中形成的穩(wěn)定相由于與基體呈非共格關(guān)系，結(jié)合力較差，在拉伸變形過(guò)程中很容易與基體脫落[29]，進(jìn)而導(dǎo)致裂紋在該處萌生并沿晶界迅速擴(kuò)展。同時(shí)看到，相比最佳固溶工藝(350 ℃，28 h)的伸長(zhǎng)率11.12%，時(shí)效后的伸長(zhǎng)率有所降低并隨時(shí)間延長(zhǎng)呈先增加后減小的趨勢(shì)。在保溫前期(6~24 h)，伸長(zhǎng)率呈上升的趨勢(shì)且在保溫24 h時(shí)達(dá)到了最大值9.78%，相比鑄態(tài)的提高了14.52%。在保溫后期(24~72 h)，伸長(zhǎng)率呈下降趨勢(shì)。這主要是保溫后期由于時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，析出相粒子長(zhǎng)大，Orowan強(qiáng)化機(jī)制減弱[30]，時(shí)效處理到了過(guò)時(shí)效階段，隨之強(qiáng)化效果也會(huì)降低。眾所周知，Mg-Zn系合金具有明顯的時(shí)效硬化特性[31]。由圖5(b)可知，合金的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)依次經(jīng)歷欠時(shí)效、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效3個(gè)階段。在保溫前期(0~12 h)，硬度隨時(shí)間的延長(zhǎng)增加緩慢。這是由于脫溶相處于形核孕育期，時(shí)效硬化效應(yīng)弱小。在保溫中期(12~24 h)，硬度迅速增加且在24 h時(shí)達(dá)到了峰值96.3 HV，隨后隨時(shí)間延長(zhǎng)呈減小的規(guī)律，即合金進(jìn)入過(guò)時(shí)效階段。顯微硬度的變化主要?dú)w于：隨時(shí)效時(shí)間的增加，過(guò)飽和固溶體中溶質(zhì)原子的脫溶量逐漸增加，并在基體晶界處孕育形核，析出細(xì)小的強(qiáng)化相引起共格變形，點(diǎn)陣嚴(yán)重畸變，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙更大，進(jìn)而強(qiáng)化晶界使合金的硬度增加。硬度達(dá)到峰值后，在后續(xù)的時(shí)效過(guò)程中，由于原子團(tuán)簇或G.P.區(qū)不斷生成并逐漸長(zhǎng)大，可作為過(guò)渡相的形核基底，進(jìn)而不斷的有過(guò)渡相生成，同時(shí)這些過(guò)渡相向穩(wěn)定相轉(zhuǎn)變。由于中間相和穩(wěn)定相與基體分別呈半共格和非共格關(guān)系，位錯(cuò)在析出相質(zhì)點(diǎn)周?chē)纬晌诲e(cuò)環(huán)所需應(yīng)力小于切割質(zhì)點(diǎn)所需應(yīng)力，位錯(cuò)與析出相之間的交互作用發(fā)生改變，Orowan繞過(guò)機(jī)制開(kāi)始起作用，致使合金的硬化效應(yīng)減弱[32]。此外，隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，由于析出強(qiáng)化相的形核長(zhǎng)大要依賴(lài)于晶內(nèi)溶質(zhì)原子的長(zhǎng)程和短程擴(kuò)散，使固溶體中的溶質(zhì)濃度趨于貧化，這也是硬度降低的一個(gè)原因。

2.4 SEM和TEM分析

眾所周知，在時(shí)效過(guò)程中，過(guò)飽和固溶體的脫溶是一個(gè)原子擴(kuò)散復(fù)雜的過(guò)程，通常為G.P.區(qū)→過(guò)渡 相→平衡相。在脫溶初期，合金中主要析出大量的原子團(tuán)簇或者G.P.區(qū)，這些組織是有序的溶質(zhì)原子富集集團(tuán)，它們保持基體的結(jié)構(gòu)，與基體完全共格，界面能較小，常產(chǎn)生較大的彈性應(yīng)變。為了進(jìn)一步確定合金在峰時(shí)效態(tài)的顯微組織精細(xì)特征，用SEM和TEM進(jìn)行了表征。圖6所示分別為ZA63合金在峰時(shí)效態(tài)(180 ℃，24 h)的SEM和TEM像。由圖6(a)看出，有明顯的晶界析出并在晶界處有白色的顆粒沉淀相析出。這主要是由于合金固溶后處于不穩(wěn)定狀態(tài)，在時(shí)效過(guò)程中這種不穩(wěn)定的狀態(tài)成為析出沉淀相的驅(qū)動(dòng)力，使第二相粒子在晶界處孕育形核并析出。從TEM高分辨圖看到，沿晶界有長(zhǎng)方形的沉淀相析出，這可能是中間相的橫截面或者是大量原子團(tuán)簇的G.P.區(qū)(見(jiàn)圖6(b))。圖6(c)和(d)所示為沉淀相的明場(chǎng)像，由圖6(c)看出,合金中存在大量襯度明顯、形態(tài)各異且尺寸不等的析出相，這些相的形態(tài)主要有3種：方型狀(點(diǎn))、大顆粒狀(點(diǎn))和小顆粒狀(點(diǎn))。從圖6(d)能夠看到基體中有呈短棒狀和板條狀的相析出且?guī)缀跹赝环较蚺挪肌?/p>

圖6 ZA63合金在180 ℃時(shí)效24 h后的顯微組織

解理斷裂、準(zhǔn)解理斷裂和沿晶斷裂是鎂合金的主要斷裂方式[33]。圖7所示分別為ZA63合金鑄態(tài)、較佳固溶態(tài)和峰時(shí)效態(tài)的室溫拉伸斷口形貌。由圖7(a) 可知，鑄態(tài)合金的斷口形貌主要由不明顯的解理面、少量的撕裂棱和微孔構(gòu)成，斷口形貌呈解理斷裂的特征。微孔的形成主要是由于金屬液凝固時(shí)冷卻速度較大，溶質(zhì)原子擴(kuò)散不充分，形成了縮孔。合金經(jīng)固溶處理后，如圖7(b)所示，相比圖7(a), 斷口形貌發(fā)生了明顯的變化。斷口主要由許多且明顯的撕裂棱、晶界和大量且較小的解理面構(gòu)成，解理面上分布著高度不一的解理臺(tái)階；塑性斷裂區(qū)顯著增加，晶間斷裂和沿晶界斷裂減少，其斷裂方式呈準(zhǔn)解理斷裂的特征。這是因?yàn)楣倘芴幚硎乖瓉?lái)分布于枝晶間的大量共晶化合物回溶到基體中，枝晶偏析和鑄造應(yīng)力得以消除，合金組元分布趨于均勻、割裂基體的傾向減弱，進(jìn)而使合金的塑性增加。相比圖7(a)和7(b)，合金經(jīng)時(shí)效后斷口形貌又發(fā)生了極其顯著的變化，由圖7(c)看出，斷口主要由許多不同方向大的解理刻面、解理臺(tái)階和撕裂棱組成。結(jié)合力學(xué)性能可知，時(shí)效后的合金斷口形貌呈解理和準(zhǔn)解理混合斷裂的特征。

圖7 ZA63合金拉伸斷口形貌

3 結(jié)論

1) 合金鑄態(tài)組織主要由-Mg和(-Mg+Mg2Zn3+ Mg7Zn3+Mg32(Al,Zn)49)共晶相組成，多數(shù)共晶化合物以連續(xù)或半連續(xù)的粗大網(wǎng)狀分布于晶界處，少量的以孤立小顆粒的形態(tài)分布在晶內(nèi)。

2) 合金在T4處理下，隨著固溶時(shí)間增加，共晶相逐漸溶解、合金組元趨于均勻、枝晶偏析不斷消除。當(dāng)固溶28 h時(shí)，枝晶偏析完全消除，合金元素分布更加均勻，殘余的共晶相以細(xì)小、彌散的形態(tài)分布于晶界處并有241 MPa的抗拉強(qiáng)度和11.12%的伸長(zhǎng)率，比鑄態(tài)的214 MPa和8.54%分別提高了12.62%和30.21%。

3) 合金經(jīng)(350 ℃，28 h)處理后，隨后在180 ℃時(shí)效不同時(shí)間下，隨著時(shí)間延長(zhǎng)，合金的力學(xué)性能呈先增大后減小的趨勢(shì)；其中在24 h時(shí)，抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和顯微硬度同時(shí)達(dá)到了峰值，分別是298 MPa、9.78%和96.3 HV。

4) 合金經(jīng)(350 ℃，28 h)固溶和(180 ℃，24 h)時(shí)效后，析出相的形態(tài)主要有板條狀和短棒狀。

5) 鑄態(tài)時(shí)合金的室溫?cái)嗔逊绞匠式饫頂嗔训奶卣?，?jīng)固溶處理后得到了固溶強(qiáng)化，合金的斷口形貌以準(zhǔn)解理斷裂方式為主，時(shí)效后合金的斷裂方式以解理和準(zhǔn)解理斷裂混合模型存在。

[1] 陳 偉, 劉楚明, 蘇再軍, 舒 心. 鑄態(tài)Mg-2Nd-0.2Zn- 0.4Zr-Y鎂合金組織及力學(xué)性能[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2012, 43(6): 2089?2095.CHEN Wei, LIU Chu-ming, SU Zai-jun, SHU Xin. Microstructure and mechanical properties of as-cast Mg-2Nd- 0.2Zn-0.4Zr-Y alloy[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2012, 43(6): 2089?2095.

[2] 許 軻, 蔡興科, 吳利輝, 楊 柳, 鄧運(yùn)來(lái). Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金鑄錠的均勻化[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2009, 40(5): 1240?1244. XU Ke, CAI Xing-ke, WU Li-hui, YANG Liu, DENG Yun-lai. Homogeneity of Mg-Gd-Y-Nd-Zr alloy as-cast[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2009, 40(5): 1240?1244.

[3] 徐廣龍, 袁曉黎, 劉立斌. Mg-Al-Zn-Sm合金的組織、力學(xué)性能及其熱力學(xué)分析[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2012, 22(5): 1255?1261. XU Guang-long, YUAN Xiao-li, LIU Li-bin. Microstructure and mechanical property of Mg-Al-Zn-Sm alloy and its thermodynamic analysis[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(5): 1255?1261.

[4] 楊曉紅, 彭麗梅, 楊晨輝, 賈 波, 安 建. 固溶時(shí)效Mg-4Y-3Nd合金析出相與基體的微觀結(jié)構(gòu)[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2015, 36(4): 39?43. YANG Xiao-hong, PENG Li-Mei, YANG Chen-hui, JIA Bo, AN Jian. Microstructure of Mg-4Y-3Nd alloy after solution and aging treatment[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2015, 36(4): 39?43.

[5] CAI X L, YAN D Y. The effect of solution heat treatments on the microstructure and hardness of ZK60 magnesium alloys prepared under low-frequency alternating magnetic fields[J]. Materials Science & Engineering A, 2013, 559: 22?28.

[6] 朱蓓蓓, 孫揚(yáng)善, 萬(wàn)曉峰, 薛 烽. Mg-Zn-Al系變形鎂合金的顯微組織和力學(xué)性能[J]. 東南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2010, 40(3): 640?645.ZHU Bei-Bei, SUN Yang-shan, WAN Xiao-feng, XUE Feng. Microstructures and mechanical properties of Mg-Zn-Al wrought magnesium alloys[J]. Journal of Southeast University (Natural Science Edition), 2010, 40(3): 640?645.

[7] HE S M, PENG L M, ZENG X Q, DING W J, ZHU Y P. Comparison of the microstructure and mechanical properties of a ZK60 alloy with and without 1.3wt% gadolinium addition[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 433(1/2): 175?181.

[8] 侯丹輝, 梁松茂, 陳榮石, 董 闖. 砂型鑄造Mg-6Al-Zn合金凝固行為及晶粒尺寸[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2014, 50(5): 601?609. HOU Dan-hui, LIANG Song-mao, CHEN Rong-shi, DONG Chuang. Solidification behavior and grain size of sand casting Mg-6Al-Zn alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2014, 50(5): 601?609.

[9] 彭 建, 呂濱江, 潘復(fù)生, 張丁非. 高塑性Mg-Zn系系稀土鎂合金的研究進(jìn)展[J]. 熱加工工藝, 2010, 39 (18): 15?19. PENG J, Lü B J, PAN F S, ZHANG D F. Advances in high plasticity Mg-Zn-based rare-earth magnesium alloys[J]. Hot Working Technology, 2010, 39 (18): 15?19.

[10] WANG B G, WANG X, ZHOU J X, ZHANG G F, LIU F. Effects of solution heat treatment on microstructure and mechanical properties of Mg-3Al-1Si-0.3Mn-Sr alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 618: 210?218.

[11] HU X Y, FU P H, STJOHN D, PENG L M, SUN M, ZHANG M X. On grain coarsening and re?ning of the Mg-3Al alloy by Sm[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 663: 387?394.

[12] ZHANG Y, HUANG X F, MA Z D,LI Y, GUO F, YANG J C, MA Y, HAO Y. The influences of Al content on the microstructure and mechanical properties of as-cast Mg-6Zn magnesium alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2017, 686: 93?101.

[13] 陳吉華, 陳振華, 嚴(yán)紅革, 劉 強(qiáng), 陳勁松. Mg-Zn-Al合金的組織穩(wěn)定性與力學(xué)性能[J]. 湖南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2007, 34(1): 47?51. CHEN Ji-hua, CHEN Zhen-hua, YAN Hong-ge, LIU Qiang, CHEN Jing-song. Microstructural stability and mechanical properties of Mg-Zn-Al alloys[J]. Journal of Hunan University (Natural Science), 2007, 34(1): 47?51.

[14] 楊明波, 潘復(fù)生, 李忠盛, 沈 佳. Zn與Al質(zhì)量比對(duì)Mg-Zn-Al三元鎂合金鑄態(tài)組織和凝固行為的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2008, 18(7): 1191?1198. YANG Ming-bo, PAN Fu-sheng, LI Zhong-sheng, SHEN Jia. Effect of mass ratio of Zn to Al on as-cast microstructure and solidification behaviour of Mg-Zn-Al ternary magnesium alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(7): 1191?1198.

[15] 張 靜, 潘復(fù)生. 金屬型鑄造ZA73鎂合金凝固特征和組織研究[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2006, 27(3): 68?71.ZHANG Jiang, PAN Fu-sheng. Solidification behavior and microstructure of permanent-mould cast ZA73 magnesium alloy[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2006, 27(3): 68?71.

[16] 丁文江. 鎂合金科學(xué)與技術(shù)[M]. 北京: 科學(xué)出版社, 2007. DING Wen-jiang. Science and technology of magnesium alloys[M]. Beijing: Science Press, 2007.

[17] CHENG F L, CHEN T J, QI Y S, ZHANG S Q, YAO P. Effects of solution treatment on microstructure and mechanical properties of thixoformed Mg2Sip/AM60B composite[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015, 636: 48?60.

[18] XIAO W L, SHEN Y S, WANG L D, WU Y M, CAO Z Y, JIA S S, WANG L M. The influences of rare earth content on the microstructure and mechanical properties of Mg-7Zn-5Al alloy[J]. Materials and Design, 2010, 31(7): 3542?3549.

[19] BALASUBRAMANI N, PILLAI U T S, PAI B C. Optimization of heat treatment parameters in ZA84 magnesium alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 457: 118?123.

[20] 馮 凱, 黃曉鋒, 馬 穎, 陳娟娟, 郝 遠(yuǎn). 固溶時(shí)間對(duì)ZA72鎂合金顯微組織及力學(xué)性能的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(9): 2035?2042. FENG Kai, HUANG Xiao-feng, MA Ying, CHEN Juan-juan, HAO Yuan. Effects of different solution time on microstructure and mechanical properties of ZA72 magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(9): 2035?2042.

[21] SHI Z Z, ZHANG W Z. Prediction of the morphology of Mg32(Al, Zn)49precipitates in a Mg-Zn-Al alloy[J]. Intermetallics, 2013, 39: 34?37.

[22] ZHANG D F, SHI G L, ZHAO X B, QI F G. Microstructure evolution and mechanical properties of Mg-%Zn-1%Mn(=4, 5, 6, 7, 8, 9) wrought magnesium alloys[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(1): 15?25.

[23] 石 凱, 王日初, 解立川, 彭超群, 金和喜, 馮 艷. 固溶處理對(duì)Mg-6Al-5Pb-1Zn-0.3Mn陽(yáng)極組織和性能的影響[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2012, 43(10): 3785?3792. SHI Kai, WANG Ri-chu, JIE Li-chuan, PENG Chao-qun, JIN He-xi, FENG Yan. Effect of solution treatment on microstructure and properties of Mg-6Al-5Pb-1Zn-0.3Mn anode[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2012, 43(10): 3785?3792.

[24] 尹冬松, 張二林, 曾松巖. Mg-3Zn-Mn合金均勻化處理工藝研究[J]. 鑄造技術(shù), 2008, 29(12): 1647?1650. YIN Dong-song, ZHANG Er-lin, ZENG Song-yan. Homogenization treatment process on as-cast Mg-3Zn-1Mn alloy[J]. Foundry Technology Research, 2008, 29(12): 1647?1650.

[25] 溫 麒, 石巨巖, 張保平, 鄧?yán)だ? 固溶處理對(duì)Mg-Zn-2Gd合金組織及性能的影響[J]. 熱加工工藝, 2014, 43(22): 190?194.WEN Qi, SHI Ju-yan, ZHANG Bao-ping, DENG Kun-kun. Effects of solution treatment on microstructure and mechanical properties of Mg-Zn-2Gd alloy[J]. Hot Working Technology, 2014, 43(22): 190?194.

[26] 張俊善. 材料強(qiáng)度學(xué)[M]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué)出版社, 2004. ZHANG Jun-shan. Materials strength science[M]. Harbin: Harbin Institute of University Press, 2004.

[27] 趙乃勤, 楊志剛, 馮運(yùn)莉. 合金固態(tài)相變[M]. 北京: 中南大學(xué)出版社, 2008.ZHAO Nai-qin, YANG Zhi-gang, FENG Yun-li. Solid phase transformations in alloys[M]. Beijing: Central South University Press, 2008.

[28] 鄒宏輝, 曾小勤, 翟春全, 丁文江. 動(dòng)態(tài)析出對(duì)Mg-5Zn-2Al(-2Y)合金蠕變行為的影響[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2006, 42(1): 41?48. ZOU Hong-hui, ZENG Xiao-qin, ZHAI Chun-quan, DING Wen-jiang. Effect of dynamic precipitation on creep behavior of Mg-5Zn-2Al(-2Y) alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2006, 42(1): 41?48.

[29] 唐 偉, 韓恩厚, 徐永波, 劉 路. 熱處理對(duì)AZ80鎂合金結(jié)構(gòu)及性能的影響[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2005, 41(11): 1199?1206.TANG Wei, HAN En-hou, XU Yong-bo, LIU Lu. Effect of heat treatment on microstructure and properties of AZ80 magnesium alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2005, 41(11): 1199?1206.

[30] 陳敬區(qū), 劉江文, 焦冬玲, 羅承萍. 鑄造Mg-5Zn-0.6Zr-1RE-2Y鎂合金的時(shí)效硬化和時(shí)效析出相[J]. 金屬熱處理, 2010, 35(6): 6?12. CHEN Jing-qu, LIU Jiang-wen, JIAO Dong-ling, LUO Cheng-ping. Precipitates and harding of cast Mg-5Zn-0.6Zr-1RE-2Y magnesium alloy[J]. Heat Treatment of Metals, 2010, 35(6): 6?12.

[31] 李?lèi)?ài)文, 劉江文, 伍翠蘭, 羅承萍, 焦冬玲, 朱紅梅. 鑄造Mg-3Zn-1.5Cu-0.6Zr鎂合金的時(shí)效硬化及析出相[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(6): 1053?1059. LI Ai-wen, LIU Jiang-wen, WU Cui-lan, LUO Cheng-ping, JIAO Dong-ling, ZHU Hong-mei. Age-harding behavior and precipitates of as-cast Mg-3Zn-1.5Cu-0.6Zr Mg alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(6): 1053?1059.

[32] 楊文超, 汪明樸, 盛曉菲, 張 茜. 軌道交通車(chē)輛用6005A合金板材時(shí)效析出及硬化行為研究[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2010, 46(12): 1481?1487. YANG Wen-chao, WANG Ming-pu, SHENG Xiao-fei, ZHANG Qian. Study of the aging precipitation and hardening behavior of 6005A alloy sheet for rail traffic vehicle[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2010, 46(12): 1481?1487.

[33] ZHANG G H, CHEN J H, YAN H G, SU B, HE X, RAN M. Effects of artificial aging on microstructure and mechanical properties of the Mg-4.5Zn-4.5Sn-2Al alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2014, 592(8): 250?257.

Effects of heat treatment technology on microstructure and mechanical properties of Mg-6Zn-3Almagnesium alloy

ZHANG Yu1, HUANG Xiao-feng1, 2, GUO Feng1, LI Yuan-dong1, 2, BI Guang-li1, 2, MA Ying1, 2, HAO Yuan1, 2

(1. State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China;2. Key Laboratory of Non-ferrous Metal Alloys and Processing, Ministry of Education, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China)

A new type Mg-6Zn-3Al (noted ZA63, mass fraction, %) magnesium alloy was prepared by permanent mould casting, and the microstructure and mechanical properties of the alloy under the conditions of as-cast, solution and aging treatment were systematically investigated by OM, SEM, TEM, XRD and mechanical tests, respectively.The results indicate that the as-cast alloy is mainly comprised of matrix-Mg, eutectic phases (-Mg+Mg2Zn3+Mg7Zn3+ Mg32(Al,Zn)49) with continuous or semi-continuous precipitated along grain boundaries and a few divorced granules within grains. When the alloy is treated at 350 ℃ for 12?36 h, the solution effects are gradually enhanced with increasing solution time. At 350 ℃for 28 h, the alloy reveals relatively homogeneous microstructure, and the ultimate tensile strength (UTS) and elongation (EL) of 241 MPa and 11.12% are achieved, respectively. Subsequently, when the alloy is aged at 180 ℃ for 6?72 h, the mechanical test demonstrates that, the UTS further increases, the mechanical properties increase firstly and then decrease, the peak values of UTS, EL and micro-hardness of the alloy aged at 180 ℃ for 24 h are simultaneously obtained, which are 298 MPa, 9.78% and 96.3 HV and increase by 39.25%, 14.52% and 54.82% compared with those of the as-cast alloy (214 MPa, 8.54% and 62.2 HV), respectively. There are mainly two types of precipitates of the alloy after aging at 180 ℃ for 24 h, namely, the first precipitate is lath-like, the secondary one is a short-rod.

Mg-6Zn-3Al magnesium alloy; solution treatment; aging treatment; microstructure; mechanical property; precipitation morphology

Project(51464032) supported by the National Natural Science Foundation of China; (Project (2010CB635106) supported by the National Basic Research Development Program of China

2017-03-20;

2018-01-24

HUANG Xiao-feng; Tel: +86-13609312769; E-mail: huangxf_lut@163.com

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51464032)；國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃項(xiàng)目(2010CB635106)

2017-03-20；

2018-01-24

黃曉鋒，副教授，博士；電話：13609312769；E-mail: huangxf_lut@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.06.02

1004-0609(2018)-06-1092-09

TG146.2

A

(編輯 王 超)