热处理对变形AZ80镁合金组织和硬度的影响

靳霄曦，张 星，孟 模，帅 丹

（中北大学 材料科学与工程学院，山西 太原030051）

镁合金是目前工业应用中最轻的金属结构材料，具有密度小，比强度、比刚度高，阻尼减震性、切削加工性、导热性好，电磁屏蔽能力强，铸造性能和尺寸稳定性好等优点[1]。目前对变形镁合金的研究也主要集中在AZ3l 和ZK60 系列上，对AZ80 系列的变形镁合金研究甚少。但AZ80 的强度和耐腐蚀性要远优于AZ31，与ZK60 相当；而成本则与AZ3l 相当，低于ZK60[2]。同时，AZ80 变形镁含金在综合力学性能上较其他材料相比有相当大的优势。并且AZ80的冶炼工艺简单，质量容易控制。

热处理是改善和提高镁合金性能的重要手段，但主要集中于铸造镁合金，对变形后镁合金的热处理研究较少。镁合金变形之后，晶粒细化，同时基体上产生大量位错等缺陷。这些因素都会影响后续热处理中析出相析出行为。所以研究热处理对锻压AZ80 镁合金组织和硬度的影响将有助于促进镁合金发展，扩大镁合金的使用范围[3]。为此，本文对镁合金AZ80 退火处理后组织的观察分析（包括晶粒尺寸和析出相形态、数量等），结合硬化曲线，研究退火温度和时间对AZ80 镁合金组织及性能的影响。

1 实验材料和方法

实验材料为来自于山西银光镁业公司的镁合金AZ80 铸坯，其化学成分如表1 所示。退火实验所用的镁合金是铸态坯料在经400℃，应变ε=1.6 变形后的状态。实验选用电阻炉为SXW-6-6 型号，本实验设定最低退火温度为150℃。同时为充分考虑退火时间对AZ80 镁合金的影响，选择最长退火时间为30h。具体的实验参数为：①退火温度：150、200、250、300、350、400℃；②保温时间：2、4、6、8……28、30h。

表1 镁合金AZ80 化学成份/wt%

热处理后的试样用海鸥4X1 型金相显微镜和HMV-2T 型显微硬度计及标尺为HB 的布氏硬度仪对硬度进行分析。

2 实验结果与分析

2.1 退火参数对硬度的影响规律

图1 为退火实验前的初始组织。此组织对应试样是AZ80 镁合金经均匀化处理之后压缩变形获得。热压缩参数为：400℃+1.6（ε）。如图1 所示，变形后晶粒尺寸明显细化。同时晶粒尺寸分布不均匀，在粗晶周围包含着大量细小等轴晶粒。由文献[4]可知，镁合金热变形过程中极易发生动态再结晶。因此，细小等轴晶粒为动态再结晶晶粒。而且镁合金基体上分布着少量析出相，主要为Mg17Al12相，这些相主要沿晶界向晶粒内部生长，且成片状组织，初步判断为非连续析出。这可能是因为变形后试样在常温（低温）下搁置时间太长，自然时效的结果。

图1 退火前初始组织

图2 AZ80 镁合金在不同时效温度下的硬度曲线

图2 是AZ80 变形镁合金在不同退火温度和退火时间下的硬化曲线图。从图2 可知，150、200、250℃随着退火时间的增加有着相似的变形规律，即随着保温时间的增加，硬度先增加后下降。峰值时效对应的时间分别为28、22、26h，相应的峰值硬度分别为HB73、HB87、HB83。在300、350℃退火条件下，随着退火时间的增加硬度有下降的趋势，其中350℃尤其明显。

同时由图3 可知，退火温度对硬度有更明显的影响。在200℃退火时，具有更高的硬度。退火时间在16h 之内，150℃退火具有最低的硬度。在16h 之外，350℃退火具有最低的硬度。

图3 150～250℃不同退火时间AZ80 镁合金组织

产生以上结果的原因，与析出相析出机制、析出速度有关。退火温度为150、200、250℃时，当温度较低时，通常以非连续沉淀方式析出，且非连续析出相比连续析出相硬化效果更为明显[4]。同时，析出速度与退火温度相关，退火温度越高，热扩散速度越快，相同时间内析出相析出数量越多，硬化效果越明显。因此200、250℃温度下所得硬度较高。同时根据镁铝二元相图可知，温度越高，铝元素在镁基体中的固溶度越大，相应的析出相数量减少，因此，250℃退火相比200℃退火，硬度偏低。

在300、350℃高温退火条件下，β 相主要以连续析出为主，且连续析出相的硬化效果不如非连续析出明显[4]。且根据镁铝二元相图可知，温度越高，铝元素在镁基体中的固溶度越大，相应的析出相数量减少，因此，高温退火相比低温退火，硬度偏低。且随退火时间的延长，析出相可能产生粗化现象，导致随退火温度的增加，硬度降低。

根据镁铝二元相图可知，AZ80 镁合金的脱溶温度大约在360℃，即在360℃温度以上退火时，若原基体中无析出相，在此温度退火过程中仅会发生晶粒长大现象，不会析出第二相。若原有基体中存在第二相，在此温度下退火，原有第二相会随退火时间的增加，析出相会逐渐消失溶入镁基体中。由图1 所示，原有镁合金基体中含有少量β 相，在400℃下进行退火时，首先发生β 相的回溶现象，随后发生晶粒长大现象。由于析出相数量的减少和晶粒的长大，导致最终硬度值降低。如图2 所示，随着，在400℃退火时，随着退火温度的增加，硬度值逐渐降低。

2.2 退火参数对组织的影响

2.2.1 低温退火组织

Mg17Al12相可以连续和不连续沉淀两种方式从Mg 基体中析出，当温度较低时，通常以非连续析出为先导。温度较高时，通常以连续方式析出[5]。当在较低温度150℃退火处理时，明显看到随着退火时间β-Mg17Al12析出相的数量持续增加。退火温度200、250℃时不同退火时间也有类似金相变化。Al 原子将从过饱和的α-Mg 基体中通过形成Mg17Al12金属间化合物析出[6]。从图3 可看出，在30h 退火条件下，退火温度越高β-Mg17Al12析出相的数量明显增加。由图3 还可看出，同一温度，随着退火时间的增加，析出相数量明显增加。

相同的退火时间，随着退火温度提高，析出相数量明显增加。由于温度越高热扩散速度越快，相同时间内析出相析出数量越多，Al 原子更容易从过饱和的α-Mg 基体中通过形成Mg17Al12金属间化合物析出β-Mg17Al12析出相的数量持续增加。

低温退火晶粒不会有明显长大。由于温度较低固溶度低Al 原子很容易从过饱和的α-Mg 基体中通过形成Mg17Al12金属间化合物析出β-Mg17Al12析出相，伴随着β 相的析出、长大抑制周围晶粒长大。

2.2.2 中温退火组织

图4 中退火处理温度高，其Mg17Al12相的析出以连续析出为主，随着退火温度的升高，β 相的析出、长大，β 相周围的含铝量不断下降，形成贫铝区，同时β 相继续生长时需要铝原子从远处扩散到β-Mg17Al12相的生长，这一过程往往需要较长的时间，因此β-Mg17Al12在形核初期生长较快，但在长大到一定程度即达到平衡，停止生长。在β 相生长过程伴随的另一现象是，由于在β 相周围形成了贫铝区，两继续生长所需的铝原子需要较长时间的扩散才能到达晶面，因而在β 相的生长前沿，会有部分区域优先生长，向α-Mg 基体中延伸，在一定程度上减小铝原子的扩散距离，有助于β 相的生长。在组织上表现为不连续析出与连续析出两种析出方式，并在较低温度的加热和保温过程中未溶入基体α 相中。随着温度的升高（如300、350℃），β 相逐渐减少，对比可以得出，在退火时间30h 的条件下，350℃金相图中β相较300℃的β 相明显减少，说明在热变形过程中当退火温度较高时，会起到一定的固溶时效作用，部分第二相会溶入基体α 相中。在冷却过程，由于温度较高，冷却速度较快，在冷却过程中AZ80 合金内部沿晶粒周围会析出块状的第二相β 相[7]。

图4 300℃和350℃不同退火时间AZ80 镁合金组织

2.2.3 高温退火组织

经400℃退火保温不同时间对试样组织的影响，如图5 所示，随着时间的延长，相溶解程度逐渐加大，在15min 时晶界处仍存在较多β 相，60min 以后几乎全部溶解，同时晶内出现点状物。这是因为在退火升温以及保温过程中,粗大的Mg17Al12相溶解在α-Mg 中；在冷却过程中，Al 从过饱和的α-Mg 固溶体中脱溶析出沉淀相Mg17Al12，并且呈细小的点状均匀分布在α-Mg 中。在同一温度下，随着保温时间的延长,枝晶偏析越少，但保温时间太长容易导致晶粒粗大。

图5 400℃不同退火时间AZ80 镁合金组织

3 结论

（1）从AZ80 镁合金的金相组织可以看出，升高时效温度，第二相β-Mg17Al12逐渐析出，升高时效温度会使第二相数量增多，到200℃时，第二相分解析出速度加快，且析出相的分布变得均匀，细小析出相呈弥散状态分布于晶界上。随着时效温度升高到250℃，合金的二次相晶粒大小不再有明显变化，只是在晶界处聚集。

（2）150、200、250℃随退火时间增加有相似的变形规律，即随着保温时间的增加，硬度先增加后下降。在300、350℃退火条件下，硬度值有逐渐下降的趋势，350℃最为明显；400℃硬度值也是明显下降。

（3）AZ80 镁合金在较低退火处理温度条件下（150～300℃），β 相随着温度的增加而增加；较高退火温度条件下（300～350℃），由于固溶作用β 相逐渐溶解在α-Mg 基体中；退火处理温度为400℃时, 内晶粒异常长大现象在短时间内立即出现。β 相的析出方式为连续析出和非连续析出，在退火温度较低的条件下，主要以非连续析出为主。随着退火温度的增高析出相增多。当温度达到350℃时析出方式为连续性析出，由于Al 元素溶解在基体中，β 相减少。

[1]Han Qiyong,Liu Shiwei,et al.Equilibria between Cerium or neodymium and oxygen in molten iron[J]，Metallurgical Transactions，1991，B21（4）：295-302.

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[4]李兆智，杨亚琴，张治民，等.AZ80 变形镁合金形变热处理组织性能研究[J].热加工工艺，2008，37（24）：66-67.

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[6]张菊梅, 蒋百灵，王志虎，等.固溶及时效处理对AZ80 镁合金显微组织的影响[J].金属学与热处理，2007，（10）:6-10.

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