高壓時效對AM60B合金組織和力學(xué)性能的影響
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張國石1 劉秋香2
（1．江西恒大高新技術(shù)股份有限公司；2．江西省科學(xué)院江西省銅鎢新材料重點實驗室）
摘要采用X射線衍射、金相顯微鏡、掃描電鏡等分析測試手段，研究了高壓時效對AM60B鎂合金組織和性能的影響。結(jié)果表明，在壓力作用下，AM60B合金可獲得細(xì)小均勻的晶粒組織，β-Mg17Al12相形態(tài)和分布發(fā)生改變。時效壓力為2GPa時，抗壓強(qiáng)度較常壓時效時提高了9%。
關(guān)鍵詞 AM60B鎂合金；高壓時效；顯微組織
中圖分類號 TG146. 22；TG113. 25DOI:10. 15980/j．tzzz. 2016. 05. 001
鎂合金因其密度小，比強(qiáng)度、比剛度高，切削加工性能好等優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于航天航空、汽車制造、電子產(chǎn)品等領(lǐng)域。然而，鎂合金的力學(xué)性能較差，限制了其應(yīng)用范圍。調(diào)整合金的微觀組織形態(tài)是一種有效改善材料性能的途徑。壓力是影響金屬材料組織形態(tài)最重要的因素之一。李榮德等研究了ZA27合金在高壓凝固條件下可獲得致密的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)每個晶粒由具有一定方向性的相互平行的二次枝晶構(gòu)成，從而提高了ZA27合金的硬度。ZHAO J等研究了高壓凝固過程中Cu-Zn合金固態(tài)相變和力學(xué)性能，結(jié)果表明，高壓導(dǎo)致材料組織的變化和硬度增加。ZHAOHG等發(fā)現(xiàn)高壓時效可改善Mg-10Y合金的力學(xué)性能。本課題采用高壓時效，以AM60B鎂合金為研究對象，研究高壓時效處理對其組織和性能的影響。
1 試驗材料與方法
試驗材料為鑄造AM60B鎂合金，其化學(xué)成分見表1。
AM60B鎂合金在KL-12D箱式電爐中進(jìn)行固溶處理，控溫精度為±5℃。固溶溫度為415℃，固溶15 h后水淬。然后利用線切割機(jī)將AM60B鎂合金鑄錠切割成尺寸為ɸ8 m m X 13.5 mm的試樣，并對試樣進(jìn)行高壓時效處理。高壓時效處理過程如下：首先將AM60B鎂合金試樣、石墨套管、葉蠟石砌塊等在120℃下加熱24 h，然后將烘干后的試樣密封在石墨套管內(nèi)，用葉蠟石作為傳壓介質(zhì)，在CS-ⅡB型六面頂壓機(jī)中進(jìn)行高壓時效處理。高壓時效處理方法是：將烘干試樣分別在常壓、2和4 G Pa下加熱至200℃，保溫60min后，斷電保壓冷卻至室溫。采用Axiovert200MAT型光學(xué)顯微鏡和KYKY-2800掃描電鏡觀察AM60B鎂合金的微觀組織，物相分析采用X射線衍射儀完成。利用Gleeble-3500熱模擬試驗機(jī)測試AM60B鎂合金的力學(xué)性能。借助圖像分析軟件Image J對金相照片進(jìn)行分析，并采用截線法測量AM60B鎂合金的晶粒尺寸。
2試驗結(jié)果及討論
圖1為鑄態(tài)AM60B鎂合金的金相組織和X射線衍射圖。由圖1b可知，鑄態(tài)AM60B鎂合金主要由基體a-Mg固溶體和β-Mg17Al12相組成。大多數(shù)β-Mg17 Al12呈網(wǎng)狀連續(xù)分布在晶界處，少量3-Mg17Al12呈顆粒狀。經(jīng)測量，鑄態(tài)AM60B鎂合金基體的平均晶粒尺寸約為200 μm。
對鑄造AM60B鎂合金試樣進(jìn)行415℃×15 h固溶處理，其SEM和XRD圖譜見圖2。由圖2a可以看出，固溶處理后，β-Mg17Al12相消失，可能是由于β-Mg17Al12相分解溶入到a-Mg相中，形成過飽和固溶體。XRD結(jié)果證實了觀察結(jié)果，見圖2b。
圖3為不同壓力下時效處理后AM60B鎂合金的顯微組織�？梢钥闯觯簳r效處理后，AM60B鎂合金的晶粒尺寸基本沒有變化，仍保持固溶處理后的狀態(tài)，見圖3a。時效壓力為2 G Pa時，AM60B鎂合金的晶粒均為等軸晶，晶粒尺寸較為均勻，約為75μ m，較常壓下明顯細(xì)化，見圖3b。時效壓力增加到4 G Pa時，鎂合金的晶粒尺寸較2 G Pa條件下的晶粒尺寸明顯增大，并且大小不均勻，在晶界處存在大量的細(xì)小再結(jié)晶晶粒，見圖3c。AM60B鎂合金晶粒組織細(xì)化與其在熱變形過程發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶密切相關(guān)。動態(tài)再結(jié)晶是一種重要的軟化和晶粒細(xì)化機(jī)制。由于鎂合金滑移系較少、層錯能較低及其晶界擴(kuò)散速度較高，因此，在亞晶界上堆積的位錯能夠被晶界吸收，從而加速動態(tài)再結(jié)晶的過程。由圖3b和圖3c可知，在2 G Pa壓力下時效處理后AM60B鎂合金的晶粒組織較4 G Pa壓力下均勻細(xì)小，這與時效壓力密切相關(guān)。隨著時效壓力增大，AM60B合金變形程度增加，使得變形能增加，在晶粒長大過程中，殘余的變形促使晶粒長大。
圖4為不同壓力下時效處理后AM60B的XRD圖。可以看出，經(jīng)高壓處理后的合金也主要由a-Mg相和β-Mg17Al12相組成，只是衍射峰的相對強(qiáng)度發(fā)生了變化。壓力大小對AM60B鎂合金a-Mg相衍射峰的影響不明顯，而對β-Mg17Al12相衍射峰的影響較大。
圖5為不同壓力下時效處理后AM60B鎂合金的顯微組織。常壓時效處理后的AM60B鎂合金的β-Mg17Al12相主要沿晶界向晶內(nèi)析出，析出相形態(tài)主要以類板條狀和短棒狀存在，見圖5a。而2 G Pa壓力下時效處理后的AM60B鎂合金的β-Mg17Al12相有明顯不同。2 G Pa時效處理抑制了β-Mg17Al12相析出，并且析出相的形貌發(fā)生了較為明顯的變化，析出相不再以沿晶界析出的片層狀連續(xù)β-Mg17Al12相為主，而是以顆粒狀分布于晶界和基體中。研究結(jié)果表明，在晶界處呈連續(xù)網(wǎng)狀的第二相，會使得a-Mg相被β-Mg17Al12脆性相包圍分割，使其變形能力難以發(fā)揮，變形時在晶界處易于產(chǎn)生嚴(yán)重的應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋發(fā)生，使得材料的塑性顯著下降；然而，β-Mg17Al12呈彌散的顆粒狀較均勻分布于基體時，這種均勻分布明顯減弱了相結(jié)構(gòu)的不均勻性，有利于AM60B鎂合金塑性和強(qiáng)度的提高。此外，高壓處理改變了β-Mg17Al12相的析出位置，主要是在晶界及晶內(nèi)析出。
圖6為不同壓力下時效處理后AM60B鎂合金的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖6可知，常壓時效處理后的AM60B鎂合金的抗壓強(qiáng)度為256. 85 M Pa，隨著時效壓力的增加，AM60B鎂合金的抗壓強(qiáng)度先增加后降低，但高壓下時效處理后的抗壓強(qiáng)度均明顯高于常壓時效處理的。壓力為2 G Pa時，AM60B鎂合金的抗壓強(qiáng)度達(dá)到284. 50 M Pa，較常壓時效提高了10. 8%。高壓下時效處理后AM60B鎂合金的抗壓強(qiáng)度明顯提高，主要與以下因素有關(guān)。首先，壓力作用下，材料發(fā)生形變，材料內(nèi)部出現(xiàn)的孿晶數(shù)目較多，產(chǎn)生了大量的位錯，促使AM60B鎂合金晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了許多細(xì)小的動態(tài)再結(jié)晶晶粒，使得晶粒得到明顯的細(xì)化，此時，晶粒的細(xì)化是材料硬度提高的一個主要原因。其次，晶粒內(nèi)部的第二相析出量增加，經(jīng)高壓處理后的AM60B鎂合金中的第二相3-Mg17Al12主要成顆粒狀較均勻分布于基體中，使得材料得到了強(qiáng)化，進(jìn)而使得材料的抗壓強(qiáng)度提高。
3結(jié) 論
(1)高壓下時效后的AM60B鎂合金晶粒尺寸得到了明顯的細(xì)化，約為常壓時效處理晶粒尺寸的1/3。2 G Pa壓力下時效AM60B鎂合金可獲得晶粒尺寸最為均勻的等軸晶組織。
(2)高壓下時效處理后的AM60B鎂合金主要由a-Mg和β-Mg17 Al12相組成，高壓時效處理抑制了β-Mg17Al12相的析出，同時改變了β-Mg17Al12相的析出形態(tài)，β-Mg17Al12相以不規(guī)則塊狀和顆粒狀分布于基體中。
(3)高壓下時效處理后的AM60B鎂合金的抗壓強(qiáng)度提高，在2 G Pa壓力下時效，AM60B鎂合金的抗壓強(qiáng)度較常壓時效提高了10. 8%，達(dá)到284. 50 M Pa。
