王海彬，王智勇，趙盛榮

（山西聞喜銀光華盛鎂業(yè)股份有限公司，山西 聞喜 043800）

0 引言

鎂合金材料密度約1.83g/m3，比鋁合金小36%，具有非常明顯的輕量化優(yōu)勢，在工業(yè)領域具有巨大的應用潛力。ZK61M 鎂合金是典型的Mg-Zn-Zr 系鎂合金，是目前商用鎂合金比強度較高的一種合金材料，ZK61M鎂合金鍛件廣泛應用于航空工業(yè)、汽車運輸工業(yè)、結構材料工業(yè)、電子工業(yè)、精密機械工業(yè)等領域。但是，其本身還存在熱裂傾向重、塑性較差等缺點[1-3]。為了提高ZK61M鎂合金鍛件的力學性能，進一步拓寬它的應用領域，需要對其進行提高性能的工藝研究。ZK61M鎂合金在低溫鍛造容易脆裂，鍛造溫度通常控制在250～400℃[4-5]，考慮到低溫開裂風險和鎂合金在高溫下易發(fā)生腐蝕性氧化，鍛造溫度過高會使材料產(chǎn)生再結晶和晶粒長大，致使材料軟化，降低材料性能。Sturkey 和Clark 等人[6]認為Mg-Zn 系合金在149℃以及更高的溫度形成過渡析出相β1＇（Mg Zn＇）保證析出強化效應。另外，相關研究表明[7-11]，ZK61M的最佳時效溫度在180℃左右，最佳的時效時間是12h 左右。因此本文通過對ZK61M合金鍛件鍛造溫度工藝研究，分析不同鍛造溫度下鍛坯的合金硬度、力學性能、金相顯微組織，并對鍛坯進行T6 處理系統(tǒng)尋找ZK61M鎂合金鍛件最佳的鍛造溫度工藝，從而獲得最佳力學性能的組織。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗選用的ZK61M合金棒料的化學成分如表1所示。

表1 ZK61M 鎂合金的主要化學成分(質量分數(shù)，wt.%)

1.2 試驗方法

本次試驗鍛造溫度定在300～400℃，試驗在此區(qū)間展開；鍛造完成后對不同鍛造溫度鍛坯進行T6 熱處理，固溶溫度選取505℃，保溫時間2h 出爐空冷，并在180℃下時效12h。對鍛態(tài)、T6 試樣進行硬度、拉伸試驗、金相檢測，分析討論總結最佳性能方案。金相試樣依次從600#砂紙、2000#砂紙進行預磨，然后進行拋光機器粗、精細拋光，金相腐蝕液采用配制的硝酸酒精溶液；拉伸試樣尺寸符合GB/T 228.1-2010；硬度執(zhí)行GB/T 231-2002《金屬布氏硬度檢測方法》。試驗所用試樣尺寸形狀如圖1 所示，所有試驗樣品取樣方向均為流線方向；具體鍛造試驗及熱處理工藝參數(shù)見表2。

圖1 試樣尺寸形狀示意圖

2 試驗結果與分析

圖2 為不同鍛造溫度下鍛態(tài)金相顯微組織，由圖2 可看出，鍛態(tài)顯微組織在300、320℃由于組織變化不均勻，組織較為粗大，見圖2a、b，鍛造有可能發(fā)生開裂，340℃動態(tài)再結晶原始晶粒破碎，圖譜顯微組織規(guī)整見圖2c，原因是高溫下原子擴散程度增大，動態(tài)再結晶傾向增大；360℃～400℃，原始破碎晶粒和再結晶晶粒繼續(xù)長大見圖2d、e、f，沿晶粒變形方向再結晶晶粒進一步長大。圖3 為不同鍛造溫度下T6 態(tài)金相顯微組織，可以看出，由于經(jīng)過高溫固溶處理，殘余的未溶相進一步溶解，合金發(fā)生再結晶，晶粒趨向于等軸化。另外，T6 態(tài)合金的晶粒尺寸開始長大，且不均勻，主要是由于變形態(tài)晶粒組織很不均勻。在鍛造溫度300℃、320℃組織比較粗大不均勻，這是由于鍛造溫度偏低，組織破碎不均勻導致，當鍛造溫度為340℃，組織變的均勻，再結晶晶粒細小均勻趨于等軸化，當鍛造溫度360℃～400℃，再結晶晶粒逐漸變大，這是由于鍛造時鍛造溫度過高，再結晶傾向進一步加大，晶粒也有所長大。

圖2 不同鍛造溫度下鍛態(tài)金相顯微組織

圖3 不同鍛造溫度下T6 態(tài)金相顯微組織

鍛態(tài)與T6 處理后金相顯微組織的變化具有高度的關聯(lián)性，在不同的鍛造溫度下，ZK61M合金中的粗大晶粒在垂直壓力的方向被壓扁、破碎，成為細的晶粒，沿晶粒變形的方向上破碎的小晶粒開始出現(xiàn)重組，并且出現(xiàn)動態(tài)再結晶晶粒。隨著鍛造溫度的增加晶界擴散和晶界遷移能力增加，但是隨著鍛造溫度增加組織內(nèi)部又發(fā)生原始破裂的晶粒和再結晶的晶粒慢慢長大，各晶粒間變形趨勢趨于均勻，動態(tài)再結晶晶粒顯著粗化，在鍛造溫度340℃時金相顯微組織相對均勻規(guī)整。

圖4 為不同鍛造溫度下ZK61M 鍛件不同狀態(tài)硬度分布折線圖，測量時，選取試樣上三個不同位置進行硬度測量，取平均值。比較不同鍛造溫度硬度變化可以看出，隨鍛造溫度的增加，鍛態(tài)、T6 態(tài)硬度均先上升后下降，硬度在300℃～340℃區(qū)間內(nèi)逐步升高，在340℃達到最大值，隨后在360℃～400℃區(qū)間內(nèi)逐步降低。這主要是由于鍛態(tài)硬度變化隨著鍛造溫度的升高在變形過程中組織內(nèi)原始晶粒破碎，發(fā)生動態(tài)再結晶，同時第二相也慢慢析出，隨著鍛造溫度進一步升高，再結晶晶粒繼續(xù)長大，材料開始軟化，材料硬度降低。此外，T6 狀態(tài)高溫固溶處理后冷卻時會形成不穩(wěn)定的過飽和固溶體，晶粒發(fā)生再結晶，在不同的鍛造溫度下，再結晶晶粒出現(xiàn)了大小形狀上的差異，導致硬度出現(xiàn)差異，在低溫長時間時效處理時，大量的溶質原子從基體中以大量細小分散的析出相形式析出，析出相與滑移位錯作用，使合金具有較高的硬度，平均硬度比鍛態(tài)高出12.64%，在鍛造溫度340℃時出現(xiàn)硬度峰值。

圖4 不同鍛造溫度下ZK61M鍛件不同狀態(tài)硬度分布折線圖

圖5 為不同鍛造溫度試樣室溫拉伸試驗結果折線圖。由圖5 折鍛態(tài)線圖可以看出隨著鍛造溫度的升高抗拉和屈服出現(xiàn)先升高在降低的特點，而斷后伸長率呈現(xiàn)一直升高的趨勢，理論上分析，隨著鍛造溫度的提高，組織發(fā)生以下幾個階段的變化，剛開始在300℃，由于鍛造溫度偏低，組織變形變形不均勻，晶粒破碎不充分，存在未破碎原始粗大晶粒，導致抗拉、屈服、偏低，隨著鍛造溫度的升高晶界擴散和晶界遷移能力增加在340℃力學性能達到峰值，之后隨著鍛造溫度升高，鍛造過程動態(tài)再結晶趨勢增強，原始破碎的小晶粒再結晶晶粒進一步長大導致抗拉屈服降低，斷后伸長率升高。另外，從圖5 不同鍛造溫度拉伸試驗結果T6 態(tài)折線圖可以看出抗拉屈服呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，在鍛造溫度340℃力學性能達到峰值，這與鍛態(tài)抗拉屈服變化趨勢一致，力學性能抗拉較鍛態(tài)提升7.14%，屈服提升8.16%，斷后伸長率呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢，這是由于隨著高溫固溶再結晶晶粒進一步長大，導致斷后伸長率降低。

圖5 不同鍛造溫度試樣拉伸試驗結果折線圖

圖6 為ZK61M鍛件340℃，T6 處理SEM組織。通過對鍛造溫度340℃鍛態(tài)、T6 處理樣進行SEM 分析發(fā)現(xiàn)，鍛態(tài)析出相沿晶粒變形方向均勻分布，經(jīng)過固溶處理后晶界上的第二相基本溶解，固溶強化效果明顯，在后續(xù)時效強化后又發(fā)生脫溶強化，此時晶界的第二相彌散的分布于晶界周圍，硬度、強度得到了很大的提升。

圖6 ZK61M鍛件340℃、T6 處理SEM組織

3 結論

（1）ZK61M 鎂合金鍛件的性能隨鍛造溫度的升高，硬度和強度先增大后減小，鍛造溫度在340℃硬度和強度斷后伸長率達到最大值。

（2）鍛造溫度為340℃工藝條件下，材料在鍛態(tài)、T6 處理狀態(tài)下均達到高強度的力學性。