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)加工與再利用國家重點實驗室，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實驗室，蘭州 730050)

通過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)性能測試研究ZA63合金在鑄態(tài)、固溶和時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，隨著時間延長，固溶效果逐漸增強，且在28 h時獲得了較好的組織和241 MPa的抗拉強度及11.12%的伸長率。隨后在180 ℃時效 6~72 h后，合金的抗拉強度進(jìn)一步提高，力學(xué)性能隨保溫時間延長呈先增加后減小的趨勢，其中時效24 h時同時出現(xiàn)抗拉強度、伸長率和硬度的峰值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、比強度和比剛度高、良好的阻尼減震性及易切削加工等優(yōu)點廣泛應(yīng)用于航天航空、交通運輸、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，通常采用合金化來改善其組織和力學(xué)性能[9]。有研究報道[10?11]，可以通過合金元素的添加來實現(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。鋁(Al)是一種熔點低、價格低廉、有助于改善Mg-Zn合金的鑄造性能的合金元 素[12]。近年來已開發(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]。鎂合金除了通過添加合金強化外，鎂合金的熱處理強化及其機理也是鎂合金研究的重要方向之一。通常鎂合金的強化有固溶強化、沉淀析出強化、彌散強化、細(xì)晶強化等。而其中沉淀析出強化是鎂合金強化的一個重要機制[16]。眾所周知，一個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化型合金且通過熱處理后，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合金的報道，本文作者在Mg-6Zn基上通過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效處理工藝優(yōu)化為目標(biāo)，研究其鑄態(tài)組織和固溶、時效處理對其合金組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，優(yōu)化出較佳的固溶和時效處理工藝，同時旨在開發(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，同時為后期實驗做準(zhǔn)備。

1 實驗

制備實驗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，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，2%(實驗合金的質(zhì)量分?jǐn)?shù))的C2Cl6通過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，拉伸試樣取樣過程如圖1所示。根據(jù)文獻(xiàn)[14, 20]和Mg-Zn二元相圖，制定實驗合金固溶工藝為：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 ℃時效6、12、24、48、60和72 h，保溫結(jié)束后出爐空冷。固溶和時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，固溶時用硫粉對其進(jìn)行覆蓋保護(hù)，時效時加熱介質(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型顯微硬度計上進(jìn)行硬度測試，載荷0.98 N，保持時間15 s，每個試樣在晶粒內(nèi)測量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。合金室溫拉伸測試在WDW?100D萬能試驗機上進(jìn)行，拉伸速率為1 mm/s，每組3個試樣重復(fù)進(jìn)行，取其平均值作為實驗結(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350 ℃固溶28 h后，固溶體的衍射峰沒有變化，第二相的衍射峰顯著減弱，說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180 ℃時效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基合金的主要強化相。此外，也有Mg2Zn3相生成，其強化作用較小。

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。基體整體呈典型的枝晶組織形貌，這是由于在凝固過程中，結(jié)晶的晶粒逐漸長大，并向枝晶組織發(fā)展，當(dāng)枝晶長大到一定程度時，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，整個組織分布存在明顯的偏析現(xiàn)象。這主要歸于在非平衡凝固過程中，由于溶質(zhì)原子的再分配使初生-Mg中的合金元素來不及擴(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)、灰色(點)和淺黑色(點)的共晶化合物組成，整個形態(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飽和度，為合金時效時強化相的析出做準(zhǔn)備。圖4所示為ZA63合金在350 ℃保溫不同時間后的顯微組織。由圖4看出，相比鑄態(tài)組織(見圖3(a)), 隨著保溫時間增加，-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間較短，晶界處的合金元素沒有完全回溶到基體中。當(dāng)保溫時間增加至20 h時(見圖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，說明同一溫度下適當(dāng)延長保溫時間能有效促進(jìn)溶質(zhì)原子的溶解和擴(kuò)散。當(dāng)繼續(xù)延長保溫時間到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大傾向，這是由于隨著固溶時間延長，對晶界有釘扎作用的析出相不斷回溶，晶界不斷遷移，晶粒相互吞并長大。綜合圖4可看出，當(dāng)保溫時間較短時，晶界和枝晶間隙處的非平衡凝固組織固溶不充分，需要更長的時間達(dá)到固溶效果；當(dāng)額外增加保溫時間后，晶粒有長大現(xiàn)象。因此，結(jié)合實驗結(jié)果，ZA63合金的固溶效果在350 ℃固溶28 h時較佳。

圖4 ZA63合金在350 ℃固溶不同時間后的顯微組織

2.3 熱處理對力學(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 ℃下時效時間對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，合金的位錯密度增大，基體的晶格發(fā)生畸變，畸變產(chǎn)生的應(yīng)力場與位錯周圍的彈性應(yīng)力場交互作用，使溶質(zhì)原子聚集到位錯線附近，形成“氣團(tuán)”，導(dǎo)致位錯運動阻力增大，從而使合金強 化[25]。固溶體中各元素的固溶強化作用可用公式表達(dá)[26]：

式中：c為溶質(zhì)濃度；F為位錯擺脫溶質(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，固溶強化效果會隨著固溶體中溶質(zhì)濃度的增加而提高。同時從圖5(a)看到，相比鑄態(tài)和固溶態(tài)的抗拉強度，時效后合金的抗拉強度進(jìn)一步顯著提高，并隨時間延長呈先增加后減小的趨勢。合金在保溫前期(6~24 h)，抗拉強度呈上升的趨勢且在保溫24 h時達(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)固溶處理水淬時冷卻速度很大，能夠保存高溫時的過飽和空位，在低溫時效時，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)和過渡相的孕育形核和生長，進(jìn)而產(chǎn)生顯著強化合金的作用。此外，合金固溶后基體處于過飽和狀態(tài)，而晶界處于貧溶質(zhì)狀態(tài)且原子錯配度較大，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。在這些有利于強化相析出條件下，由于Al在Mg中的固溶度高于Zn，故合金時效時，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。該相對基面滑移有著較強的阻礙作用[28]，在拉伸過程中阻礙了裂紋的萌生與傳播，進(jìn)而使合金的強度明顯提高。在保溫后期(24~72 h)，抗拉強度呈下降的趨勢，這主要由于隨保溫時間增加，脫溶相逐漸減少并發(fā)生粗化。如果定義初始基體過飽和相為α′，基體平衡相為α相，則在穩(wěn)定相β相的周圍就形成了一個從母相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)而整個體系中存在著大量的界面能。基于整個體系要處于熱力學(xué)上的穩(wěn)定狀態(tài)要求，勢必界面能要降低，界面能的降低就成為脫溶相粗化的驅(qū)動力[27]。微觀上表現(xiàn)為析出平衡相發(fā)生粗化和晶粒長大，結(jié)果表現(xiàn)為失去沉淀彌散強化效果。此外，在后續(xù)時效過程中形成的穩(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。同時看到，相比最佳固溶工藝(350 ℃，28 h)的伸長率11.12%，時效后的伸長率有所降低并隨時間延長呈先增加后減小的趨勢。在保溫前期(6~24 h)，伸長率呈上升的趨勢且在保溫24 h時達(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)，伸長率呈下降趨勢。這主要是保溫后期由于時間過長，析出相粒子長大，Orowan強化機制減弱[30]，時效處理到了過時效階段，隨之強化效果也會降低。眾所周知，Mg-Zn系合金具有明顯的時效硬化特性[31]。由圖5(b)可知，合金的顯微硬度隨時效時間的延長依次經(jīng)歷欠時效、峰時效和過時效3個階段。在保溫前期(0~12 h)，硬度隨時間的延長增加緩慢。這是由于脫溶相處于形核孕育期，時效硬化效應(yīng)弱小。在保溫中期(12~24 h)，硬度迅速增加且在24 h時達(dá)到了峰值96.3 HV，隨后隨時間延長呈減小的規(guī)律，即合金進(jìn)入過時效階段。顯微硬度的變化主要歸于：隨時效時間的增加，過飽和固溶體中溶質(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)小的強化相引起共格變形，點陣嚴(yán)重畸變，對位錯運動的阻礙更大，進(jìn)而強化晶界使合金的硬度增加。硬度達(dá)到峰值后，在后續(xù)的時效過程中，由于原子團(tuán)簇或G.P.區(qū)不斷生成并逐漸長大，可作為過渡相的形核基底，進(jìn)而不斷的有過渡相生成，同時這些過渡相向穩(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，位錯在析出相質(zhì)點周圍形成位錯環(huán)所需應(yīng)力小于切割質(zhì)點所需應(yīng)力，位錯與析出相之間的交互作用發(fā)生改變，Orowan繞過機制開始起作用，致使合金的硬化效應(yīng)減弱[32]。此外，隨時效時間延長，由于析出強化相的形核長大要依賴于晶內(nèi)溶質(zhì)原子的長程和短程擴(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原因。

2.4 SEM和TEM分析

眾所周知，在時效過程中，過飽和固溶體的脫溶是一個原子擴(kuò)散復(fù)雜的過程，通常為G.P.區(qū)→過渡 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)，在時效過程中這種不穩(wěn)定的狀態(tài)成為析出沉淀相的驅(qū)動力，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)(見圖6(b))。圖6(c)和(d)所示為沉淀相的明場像，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)、大顆粒狀(點)和小顆粒狀(點)。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。這是因為固溶處理使原來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、解理臺階和撕裂棱組成。結(jié)合力學(xué)性能可知，時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，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的抗拉強度和11.12%的伸長率，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 ℃時效不同時間下，隨著時間延長，合金的力學(xué)性能呈先增大后減小的趨勢；其中在24 h時，抗拉強度、伸長率和顯微硬度同時達(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)時效后，析出相的形態(tài)主要有板條狀和短棒狀。

5) 鑄態(tài)時合金的室溫斷裂方式呈解理斷裂的特征，經(jīng)固溶處理后得到了固溶強化，合金的斷口形貌以準(zhǔn)解理斷裂方式為主，時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。

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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

國家自然科學(xué)基金資助項目(51464032)；國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃項目(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)