鎂元素對(duì)擠壓高鋁鋅合金的組織與性能的影響

王龍，田長(zhǎng)文，王桂青，劉運(yùn)騰，張新恩

（1.山東建筑大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東　濟(jì)南　250101；2.山東省科學(xué)院新材料研究所，山東　濟(jì)南　250014）

鎂元素對(duì)擠壓高鋁鋅合金的組織與性能的影響

王龍1，2，田長(zhǎng)文2*，王桂青1，劉運(yùn)騰2，張新恩2

（1.山東建筑大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東濟(jì)南250101；2.山東省科學(xué)院新材料研究所，山東濟(jì)南250014）

摘要：研究了鎂元素對(duì)擠壓高鋁鋅合金的組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明：與未加鎂的合金相比，加入0.015%Mg，合金擠壓態(tài)的抗拉強(qiáng)度從366mPa提高到467mPa、布氏硬度從HB91提高到HB114，伸長(zhǎng)率從43.6%降低到27%；在320℃×2h固溶處理水淬室溫自然時(shí)效狀態(tài)下，合金的抗拉強(qiáng)度從389mPa提高到488mPa，布氏硬度從HB107提高到HB139，伸長(zhǎng)率從41%降低到28.3%；鎂元素影響過飽和β相轉(zhuǎn)變和分解產(chǎn)物形態(tài)，能阻礙合金的共析分解和室溫時(shí)效脫溶析出。

關(guān)鍵詞：高鋁鋅合金；變形鋅合金；擠壓；顯微組織；力學(xué)性能

鑄造高鋁鋅合金（25%～40%Al）具有優(yōu)異性能以及資源與成本優(yōu)勢(shì)，用于代替銅合金材料制造耐磨減磨零件，應(yīng)用在機(jī)械制造等領(lǐng)域顯示出很強(qiáng)的競(jìng)爭(zhēng)能力［1-3］。但該合金由于凝固溫度范圍較寬，鑄件呈糊狀凝固方式，易出現(xiàn)枝晶間縮松、成分偏析等鑄造缺陷，致使合金的塑韌性較差，因而限制了應(yīng)用范圍。

為了提高和改善合金的性能，拓寬應(yīng)用領(lǐng)域，業(yè)界開展了熱塑性成形的相關(guān)研究［4－13］。徐必鴻等［4－5］研究了高鋁鋅合金熱塑性變形的組織與性能，通過擠壓、軋制和鍛造，合金的力學(xué)性能特別是塑韌性提高。李紅英等［7］研究了ZA27合金的熱變形行為，建立了ZA27合金熱變形加工圖，為制定熱加工工藝提供了理論依據(jù)。張忠明等［8］研究表明，熱擠壓使ZA27合金的阻尼性能提高。近年來，國(guó)內(nèi)外陸續(xù)開展了更高鋁含量（30%～40%Al）的高鋁鋅合金塑性變形的研究［10－13］。

總之，目前國(guó)內(nèi)外對(duì)變形高鋁鋅合金的研究較少（超塑性鋅鋁合金除外），至今發(fā)表的研究論文屈指可數(shù)，也沒有形成變形高鋁鋅合金系列和標(biāo)準(zhǔn)，距規(guī)?；こ涕_發(fā)和應(yīng)用還有相當(dāng)?shù)木嚯x。當(dāng)前迫切需要開展成分優(yōu)化、成形工藝和熱處理等相關(guān)應(yīng)用基礎(chǔ)研究，以促進(jìn)其發(fā)展與應(yīng)用。

在鑄造高鋁鋅合金中加入0.01%～0.02%Mg，能提高合金的強(qiáng)度和耐腐蝕性能，但顯著降低了合金的塑性［14］。鎂對(duì)變形高鋁鋅合金的影響至今未見相關(guān)文獻(xiàn)。為此，本文以高鋁鋅合金為研究對(duì)象，通過與未加鎂的合金的組織和性能對(duì)比，研究了鎂元素在擠壓高鋁鋅合金中的作用。

1　試驗(yàn)方法和條件

試驗(yàn)合金的化學(xué)成分見表1，試驗(yàn)用原材料采用0＃鋅、A00電解鋁、1＃電解銅、1＃金屬鎂以及Al-5Ti-1B中間合金。合金在石墨坩堝電阻爐中熔煉，熔煉溫度為670℃，熔化后進(jìn)行除渣除氣處理。用鐘罩法壓入金屬鎂，攪拌合金液，保證鎂元素充分均勻擴(kuò)散，靜置20min澆注，澆注溫度630～650℃。擠壓鑄坯采用金屬型立式鑄造，尺寸為Ф125mm×400mm，頂部采用保溫冒口補(bǔ)縮。

擠壓錠坯加工尺寸為Ф120mm×300mm。錠坯經(jīng)360℃×12h均勻化處理，然后降溫至300℃保溫3h，保溫結(jié)束后立即擠壓，擠壓溫度300℃。擠壓用800t臥式金屬擠壓機(jī)，擠壓筒直徑Φ125mm，擠出棒材直徑Φ16mm，擠壓比為61，擠壓筒和模具溫度290℃。擠壓時(shí)采用風(fēng)冷，風(fēng)冷溫度25℃。

合金的熱處理試驗(yàn)采用25kW箱式電阻爐，空冷溫度25℃，淬火時(shí)水溫23～25℃。

拉伸試驗(yàn)用WDW-200E電子萬能試驗(yàn)機(jī)，試樣為直徑Φ10mm、標(biāo)距50mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣，拉伸試驗(yàn)速度2mm/min。用HB-3000B型布氏硬度計(jì)測(cè)試布氏硬度，試驗(yàn)載荷9807N，鋼球直徑Ф10mm，保壓時(shí)間30s。金相組織分析用蔡司SUPRATM55掃描電子顯微鏡，腐蝕劑為3%鹽酸水溶液。

表1　試驗(yàn)合金的化學(xué)成分Table　1　Chemical　composition　of　tested　alloys

2　試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1力學(xué)性能及分析

表2　擠壓合金的力學(xué)性能Table　2mechanical　properties　of　extruded　alloys

合金的力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果見表2。對(duì)比兩種合金的力學(xué)性能，加入0.015%Mg（1號(hào)試樣），擠壓態(tài)和熱處理態(tài)的抗拉強(qiáng)度、硬度都得到明顯提高。在擠壓風(fēng)冷（25℃）狀態(tài)下，抗拉強(qiáng)度從366mPa提高到467mPa，提高了27.6%；320℃×2h固溶處理空冷（25℃）狀態(tài)，抗拉強(qiáng)度從347mPa提高到407mPa，提高了17.3%；320℃×2h固溶處理水淬狀態(tài)，抗拉強(qiáng)度從389mPa提高到488mPa，提高了25.4%；340℃×2h固溶處理水淬狀態(tài)，抗拉強(qiáng)度從385mPa提高到482mPa，提高了25.2%。加入0.015%Mg，使合金的伸長(zhǎng)率降低，但合金仍具有較好的塑性，伸長(zhǎng)率在25%以上。

由表2還可看到，加鎂的合金經(jīng)固溶處理后，冷卻方式對(duì)合金的強(qiáng)度、硬度具有顯著影響，但對(duì)合金的塑性影響較小，合金具有顯著的熱處理強(qiáng)化效果。

2.2顯微組織及分析

2.2.1擠壓錠坯鑄態(tài)及均勻化組織

圖1為合金的鑄態(tài)組織，室溫組織由初生富鋁α相（樹枝晶中心區(qū)域，電鏡下呈黑色）、（α＋η）層片狀共析組織（樹枝晶邊沿區(qū)域）、樹枝晶間隙中η相和ε相組成［14－16］。由于加入了Ti、B元素，還含有TiAl3、TiB相粒子［17］，這些粒子很小，主要起結(jié)晶晶核作用，細(xì)化初生富鋁α相。鎂由于加入微量，主要固溶于基體中，沒有形成新相。α相為Zn、Cu在Al中的固溶體，η相為Cu、Al在Zn中的固溶體，ε相為CuZn4金屬間化合物［14－16］。由于非平衡凝固，樹枝晶組織成分偏析嚴(yán)重，這是由于初生富鋁α相與液相發(fā)生包共晶反應(yīng)沒有完全進(jìn)行，包晶反應(yīng)形成的β相僅圍繞在初生富鋁α相的周圍［15］。β相僅在高溫下存在，冷卻到共析轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，發(fā)生共析分解，形成（α＋η）層片狀共析組織。β相與α相晶格類型相同，只是Zn含量和晶格常數(shù)不同［15］。

圖2為擠壓錠坯均勻化空冷的組織，可見，經(jīng)360℃×12h均勻化后，枝晶間隙富鋅η相完全溶解，枝晶成分偏析顯著減輕，但在樹枝晶中心區(qū)域仍存在有少量的未均勻化的初生富鋁α相。由于Cu含量較高，ε相未能完全溶解。

圖1　鑄態(tài)合金組織（SEM）Fig.1microstructure　of　as-cast　alloys（SEM）

圖2　鑄造合金的均勻化組織（360℃×12　h固溶處理空冷）Fig.2　Homogenizingmicrostructure　of　cast　alloys（360℃×12　h　solution　treatment　air-cooling）（SEM）

2.2.2擠壓態(tài)組織

圖3為合金的擠壓態(tài)組織。合金在300℃下擠壓，根據(jù)Zn-Al-Cu三元合金相圖［15］，該溫度下合金的組織由α相、β相和ε相組成。在擠壓應(yīng)力的作用下，組織發(fā)生了斷裂、破碎，整體組織得到顯著細(xì)化并呈機(jī)械混合分布，擠壓改變了組織中各相的分布狀態(tài)。α相、β相被擠壓破碎成細(xì)小的點(diǎn)塊狀，部分呈團(tuán)塊狀，但中心區(qū)域的富鋁α相仍保留了原有組織的特征，呈較大的團(tuán)塊狀，見圖中呈黑色部分。這是由于初生富鋁α相未能得到充分的均勻化，其含鋁量較高，高溫下強(qiáng)度和硬度較高，變形抗力較大，不易變形。擠壓變形后，隨溫度降低，破碎的β相在冷卻過程中發(fā)生共析分解，形成（α＋η）層片狀共析組織。同時(shí)擠壓后ε相分布更加均勻。

圖3　擠壓態(tài)組織（SEM）Fig.3　As-extrudedmicrostructure　of　alloy（SEM）

2.2.3擠壓合金320℃×2h固溶空冷狀態(tài)組織

圖4為擠壓合金經(jīng)320℃×2h固溶后空冷狀態(tài)的組織。由于固溶溫度高于合金的共析轉(zhuǎn)變溫度［14］，部分破碎的晶?？焖俸喜㈤L(zhǎng)大、溶解、擴(kuò)散，成為β相，空冷過程中β相發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，形成（α＋η）層片狀共析組織。團(tuán)塊狀的富鋁α相由于與邊沿區(qū)域分離，成為孤立的狀態(tài)，成分均勻化更加困難，冷卻過程中該相發(fā)生脫溶析出分解，形成粒狀組織。加鎂與未加鎂的合金相比，空冷狀態(tài)下，（α＋η）層片狀共析組織較為細(xì)小，這說明空冷狀態(tài)下鎂具有阻礙β相共析轉(zhuǎn)變的作用。

圖4　擠壓合金320℃×2　h固溶處理空冷組織（SEM）Fig.4microstructure　of　extruded　alloy（320℃×2　h　solution　treatment　air-cooling）（SEM）

2.2.4擠壓合金固溶水淬狀態(tài)組織

圖5為擠壓合金經(jīng)320℃×2h固溶后水淬狀態(tài)的組織，部分η相被腐蝕顯示凹坑狀。圖6為高倍組織形貌，圖中亮相（淺色部分）為η相（有些為ε相）。由于冷卻速度快，高溫β相來不及發(fā)生共析轉(zhuǎn)變就過冷到室溫，稱之為過冷β相。這時(shí)，過冷β相中Zn原子的過飽和度很大（Zn在Al中的溶解度340℃時(shí)為69.5%，室溫時(shí)小于2.5%［18］），同樣Cu原子過飽和度也很大，因此室溫自然時(shí)效時(shí)，過飽和的Zn原子必然要脫溶析出形成η相和ε相［14］。從圖中可以看到，加鎂與未加鎂的合金相比，水淬狀態(tài)的組織有明顯差別，表現(xiàn)在未加鎂的合金過冷β相分解轉(zhuǎn)變組織較粗大，分解產(chǎn)物α相、η相呈彎曲的、不規(guī)則形狀，或者呈較大的粒狀。而加鎂的合金，遍及整個(gè)過冷β相中脫溶析出較為細(xì)小的粒狀η相或極為細(xì)小的層片狀，且數(shù)量明顯減少，因此與之平衡的α相的過飽和度增加，合金的強(qiáng)度提高，塑性降低。

圖7為340℃×2h固溶后水淬狀態(tài)的高倍組織形貌，加鎂的影響與320℃×2h固溶水淬狀態(tài)的組織相似。

圖5　擠壓合金320℃×2　h固溶處理水淬狀態(tài)組織Fig.5microstructure　of　extruded　alloy（320℃×2　h　solution-treatment　water　quenching）（SEM）

圖6　過飽和β相脫溶析出轉(zhuǎn)變粒狀組織形貌（320℃×2　h固溶水淬后室溫自然時(shí)效狀態(tài)）Fig.6morphology　of　supersaturated　β-phase　desolvation　precipitation　transformation　granular（SEM）

圖7　過飽和β相脫溶析出轉(zhuǎn)變粒狀組織形貌（340℃×2　h固溶水淬后室溫自然時(shí)效狀態(tài)）Fig.7morphology　of　supersaturated　β-phase　desolvation　precipitation　transformation　granular）（SEM）（room　temperature　aging　after　340℃×2　h　solution-treatment　water　quenching）

圖8　340℃×2　h固溶水淬室溫自然時(shí)效狀態(tài)富鋁α相組織轉(zhuǎn)變形貌Fig.8　Room　temperature　agingmicrostructure　of　primary　α-Al　phase　after　340℃×2　h　solution-treatment　water　quenching?。⊿EM）

另外，在β相脫溶析出η相的過程中，Cu原子隨Zn相一起析出，并富集在η相前沿，Cu原子與Zn原子形成ε相，分布在α相、η相的界面上。由于ε相很小并在電鏡下發(fā)亮，與η相很難分辨。

經(jīng)過擠壓前的均勻化和擠壓后高溫固溶處理，富鋁α相仍未達(dá)到平衡狀態(tài)，水淬后自然時(shí)效的組織形貌如圖8，析出的η相更加細(xì)小。

在試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)并經(jīng)多次重復(fù)試驗(yàn)證實(shí)，未加鎂的合金經(jīng)320℃×2h和340℃×2h固溶后水淬，在25℃水中冷卻10～15min，然后在室溫放置過程中，試樣都發(fā)生明顯的溫度升高現(xiàn)象。室溫放置大約5min后，試樣的溫度開始升高，約10～15min，表面溫度達(dá)到約40～50℃，然后慢慢降低到室溫。即使水溫降低到7～10℃，仍會(huì)發(fā)生上述現(xiàn)象。而加鎂的合金未發(fā)現(xiàn)這種溫升現(xiàn)象。二元鋅鋁系合金在共析分解轉(zhuǎn)變過程中［17］和室溫時(shí)效初期［14］會(huì)發(fā)生放熱反應(yīng)，而本試驗(yàn)的多元合金固溶水淬后室溫自然時(shí)效初期發(fā)生放熱反應(yīng)未見文獻(xiàn)報(bào)道。兩種試驗(yàn)合金過冷β相的組織轉(zhuǎn)變形態(tài)不同，應(yīng)與放熱反應(yīng)有關(guān)。

從試驗(yàn)結(jié)果來看，對(duì)于未加鎂的合金，過冷β相中Zn原子的析出速度很快，特別是析出過程中發(fā)生了放熱反應(yīng)，使自身溫度升高，提高了原子的擴(kuò)散能力，又促進(jìn)了脫溶析出，相鄰η相互相吞并長(zhǎng)大，由連續(xù)脫溶發(fā)展到不連續(xù)脫溶，形成彎曲的、不規(guī)則形狀的粗大組織，與η相平衡的α相過飽和度降低。

可見，由于鎂元素具有阻礙過飽和β相共析分解和室溫時(shí)效脫溶析出η相的作用，加鎂使過飽和β相分解組織產(chǎn)物更加細(xì)小，因此相應(yīng)地提高了與η相平衡的α相的溶質(zhì)原子的過飽和度，隨著冷卻速度的增加，α相的過飽和度增加，η相數(shù)量減少，合金的強(qiáng)度提高。通過加入鎂和熱處理，可調(diào)控β相分解產(chǎn)物的形態(tài)，以獲得所需的組織和性能，但是最佳鎂含量、熱處理工藝的影響，特別是鎂的影響作用機(jī)制仍需要更多的研究工作。

3　結(jié)論

（1）高鋁鋅合金通過熱擠壓變形，顯微組織被擠壓斷裂、破碎，整體組織得到顯著細(xì)化，并呈機(jī)械混合分布，擠壓改變了組織中各相分布狀態(tài)。

（2）微量的鎂對(duì)擠壓高鋁鋅合金的力學(xué)性能具有顯著的影響，加入0.015%Mg，合金的強(qiáng)度、硬度顯著提高，塑性降低，但仍具有較好的塑性。在320℃×2h固溶處理水淬狀態(tài)下，加入0.015%Mg，抗拉強(qiáng)度達(dá)到488mPa，延伸率28.3%，布氏硬度HB139。

（3）鎂元素影響過飽和β相共析分解和η相脫溶析出，通過加入鎂和熱處理，可調(diào)控β相分解轉(zhuǎn)變過程和分解產(chǎn)物的形態(tài)，以獲得所需的組織和性能。

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Impactofmgonmicrostructureandpropertiesofextrudedhighaluminumzincalloy

WANGLong1，2，TIANChang-wen2，WANGGui-qing1，LIUYun-teng2，ZHANGXin-en2

（1.SchoolofmaterialsScienceandEngineering，ShandongJianzhuUniversity，Jinan250101，China；2.InstituteofNewmaterials，ShandongAcademyofSciences，Jinan250014，China）

Abstract：Weaddressedtheimpactofmagnesiumelementonthemicrostructureandmechanicalpropertiesofextrudedhighaluminumzincalloy.Resultsshowthattensilestrengthofalloyincreasesfrom366mPato467mPafor0.015%Mgaddition，ascomparedwithnonemgalloy.ItsbrinellhardnessincreasesfromHB91toHB114andextensionratedecreasesfrom43.6%to27%.Forsolutiontreatmentof320℃×2hwaterquenching，itstensilestrengthincreasesfrom389mPato488mPa，itsbrinellhardnessincreasesfromHB107toHB139andextensionratedecreasesfrom41%to28.3%.Mgelementcanaffecttransformationofsupersaturatedβphaseandmorphologyofdecompositionproduct，andhinderalloyeutectoiddecompositionanddissolutionprecipitationatroomtemperature.

Keywords：highaluminumzincalloy；deformationzincalloy；extruding；microstructure；mechanicalproperty

中圖分類號(hào)：TB331

文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A

文章編號(hào)：1002-4026（2016）01-0039-06

DOI：10.3976/j.issn.1002－4026.2016.01.007

收稿日期：2015-11-11

作者簡(jiǎn)介：王龍（1990－），男，碩士研究生，研究方向?yàn)橛猩饘偌昂辖鹦虏牧稀?/p>

*通訊作者，田長(zhǎng)文，男，研究員。Tel：0531-82605379，Email：tianchw＠126.com