原標題：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合金力學性能和顯微組織的影響。結果表明，壓鑄態合金采用直接時效處理時，在190 ℃下直接時效5 h，合金強度達到峰值，其抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為236 MPa，149 MPa和7.3%。經過固溶處理后，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鎂基體中，即有更大的第二相脫溶析出驅動力。335 ℃×4 h+190 ℃×5 h時合金力學性能達到最佳，其抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為243 MPa，167 MPa和5.1%。浸泡試驗表明，經過T6處理后的合金具有最好的耐浸泡腐蝕性能，電化學試驗結果顯示，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，表明其具有最優的耐腐蝕性能。

隨著全球資源危機和環境污染等問題日趨嚴重，在工業生產應用中實現結構材料的輕量化、降低能源消耗成為需要解決的關鍵問題。隨著生產技術進步以及成本降低，近年來，鎂合金作為結構材料，在航空航天、國防軍事、軌道交通、電子通訊、生物醫療等重要領域展現出顯著的應用優勢和廣闊的應用前景，被稱為“21世紀綠色工程材料”。而鎂合金強度不如鋁合金，壓鑄件需要經過熱處理后方可達到性能要求。

在改善材料性能的眾多辦法中，熱處理是被普遍運用的一種，退火和固溶時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內的溫度上恒溫放置一段時間，在高溫環境下，合金元素會更易溶于基體內部，從而使得組織中的大量第二相固溶進基體當中，之后通過快速冷卻形成過飽和固溶體的方法。合金元素固溶進入基體后，會使基體產生點陣畸變，從而在組織中產生較大的內應力，阻礙位錯的運動，基體得到強化，表現為合金的強度提高。時效處理，是指試樣在經過固溶處理后，將試樣放在一定溫度的容器中，保溫一定的時間，然后逐漸恢復到室溫的過程，使固溶處理后的過飽和固溶體發生分解，第二相在此過程中析出，使合金發生沉淀強化。

本文采用自主設計鎂合金成分，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，滿足現代工業對鎂合金材料的性能要求。

1、試驗材料及方法

試驗材料為Mg-Zn-Al-Mn合金，采用純鎂錠（99.8%，質量分數，下同）、純鋅錠（99.8%）、純鋁錠（99.8%）和錳粉熔煉配制。首先將已經切割稱量的純Zn錠，純Al錠放入預熱爐中，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。將預熱的純Mg錠放入井式電阻坩堝爐中，在保護氣體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行精煉，精煉劑加入量約為熔體總質量的 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，倒入準備好的沖壓容器內。最后給沖壓模具噴涂脫模劑，方便沖壓后試樣脫模。實際合金成分經SPECTROMAX光電直讀光譜儀測定，如表1所示。

表1 試驗合金成分 wB/%

壓鑄試驗采用280 t LK IMPRESS-III立式壓鑄機，試驗所選取的比壓為200 MPa，擠壓速度為10 mm/s，保壓時間為30 s，模具溫度為350 ℃。試驗完成后，采用HD-B615A-S電腦伺服雙柱拉力試驗機進行拉伸測試，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，經過打磨拋光后使用5%硝酸酒精進行腐蝕，用OLYMPUS GX-51型光學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、溶質元素分布等信息進行分析，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渦流電導儀進行電導率測試。采用 RST5200F電化學工作站進行開位電路測試、阻抗測試和極化曲線測試。

圖1 拉伸試樣尺寸

2、試驗結果與分析

2.1　直接時效處理對合金力學性能的影響

表2顯示了不同時間直接時效對Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金的力學性能影響。由試驗結果可知，經過190 ℃直接時效后，合金的屈服強度和抗拉強度明顯有了提升。時效時間在5 h時，力學性能達到了峰值。其抗拉強度、屈服強度、伸長率分別為236 MPa、149 MPa和7.3%。與未進行直接時效處理的鑄態Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金相比，其抗拉強度和屈服強度分別提高了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效對Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金的力學性能影響。由試驗結果可知，經過不同溫度直接時效后，合金的屈服強度和抗拉強度沒有明顯區別。經過綜合比較，選擇190 ℃×5 h作為最佳時效工藝。

表2 Mg-Zn-Al-Mn合金不同時間直接時效的力學性能

表3 Mg-Zn-Al-Mn合金不同保溫溫度直接時效的力學性能

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

圖2 Mg-Zn-Al-Mn合金190 ℃不同時效時間的斷口形貌

2.2 T6 處理對合金力學性能的影響

表4顯示了315 ℃不同固溶時間T6處理對Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金力學性能的影響。由試驗結果可知，經過T6處理后，合金的屈服強度和抗拉強度比鑄態合金明顯有了提升，但與直接時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。根據測試結果顯示（表5），經過335 ℃-T6處理后，合金的屈服強度和抗拉強度明顯有了提升。固溶時間在4 h時，力學性能達到了峰值。其抗拉強度、屈服強度、伸長率分別為263 MPa、167 MPa和5.1%。與未進行T6處理的鑄態Mg-8Zn-0.8Al-0.5Mn合金相比，其抗拉強度和屈服強度分別提高了39 MPa和48 MPa，其伸長率降低了3.3%。綜上試驗可知，選擇335 ℃×4 h+190 ℃×5 h是T6處理工藝的最佳參數。

表4 Mg-Zn-Al-Mn合金315 ℃不同固溶時間T6處理的力學性能

表5 Mg-Zn-Al-Mn合金335 ℃不同固溶時間T6處理的力學性能

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量會得到很大改善，斷口中會有較多的細小韌窩，表現出了一定的撕裂特性，合金的強度和塑性得到提高。固溶處理后再進行時效處理，經過時效處理之后，固溶處理過程中溶解進基體中的第二相會重新在晶界上析出并且逐步向晶粒的內部蔓延，容易產生應力集中，導致合金的塑性下降。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、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度和屈服強度有所提升，而塑性下降。

圖3 Mg-Zn-Al-Mn合金335 ℃不同固溶時間的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相以點狀和細條狀存在，說明在固溶處理后，合金中Mg7Zn3相的形貌和數量得到顯著改善。在合金的拉伸過程中，晶界處的粗大合金相成為試樣內部裂紋的起點，從而導致合金的拉伸強度和伸長率較低。固溶處理后，晶界處Mg7Zn3相的溶解降低了晶界處的應力集中和切削效應，改善了合金的性能。此外，鎂合金中存在較多的缺陷，如位錯等，合金在固溶處理時，內部溶質原子較為活躍，易于擴散，并會與位錯等缺陷相互作用，使合金中的雜質在位錯附近偏聚，從而形成 “柯氏氣團”。當合金受到拉伸變形時，“柯氏氣團 ”對合金內部位錯的運動具有阻力作用，起到固溶強化的作用，從而提高合金的強度。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是鑄態合金，直接時效處理后和T6處理后同時浸泡在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。從宏觀形貌發現合金試樣呈現明顯的點蝕坑，并隨著時間的延長，合金的腐蝕程度加重。對比鑄態合金和時效態合金試樣腐蝕后的宏觀照片，發現不論是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電化學阻抗，并根據Tafel規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，符合上述浸泡試驗的結果。

表7 Mg-Zn-Al-Mn合金不同熱處理下極化曲線電化學參數

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>直接時效處理>鑄態。T6處理后的合金表現出優于鑄態和時效態更強的耐腐蝕性，符合浸泡腐蝕的試驗結果。

圖7 Mg-Zn-Al-Mn合金不同熱處理后的Nyquist圖

3、結論

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

（2）經過T6處理后，選擇335 ℃×4 h+190 ℃×5 h為最佳T6處理工藝，其抗拉強度提升至243 MPa，屈服強度提升至167 MPa，伸長率降低為5.1%。經過固溶處理后，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鎂基體中，即有更大的析出驅動力。合金元素固溶進入基體后，會使基體產生點陣畸變，從而在組織中產生較大的內應力，阻礙位錯的運動，令基體得到強化，表現為合金的強度提高，塑性下降。

（3）浸泡腐蝕后，T6處理后的合金耐腐蝕性明顯強于未熱處理的合金和直接時效的合金。電化學試驗表明，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，符合上述浸泡試驗的結果。

作者

孫金釗 張留艷

廣東工業大學材料與能源學院

夏鵬 李潤霞

東莞理工學院材料科學與工程學院

本文來自：鑄造雜志