一种改善Mg‑Al‑Zn系镁合金热成形及服役性能的方法与流程

本发明涉及一种改善mg-al-zn系镁合金热成形及服役性能的方法，具体为一种通过不同温度预变形引入孪晶或低角晶界后时效处理的形变热处理方法，属镁合金加工
技术领域：
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背景技术：
：mg-al-zn系镁合金是常用的商用镁合金，不含稀土元素，成本较低。该合金中的时效强化析出相为mg17al12相，普通时效过程中，主要为粗大层片状不连续析出相，热稳定性差，在镁基体中的分布相当不均匀，对位错的阻碍作用不强，强化效果不佳，且大的层片状不连续析出相为裂纹易形核点，不仅损害合金强度与延性，也导致其热成形及服役性能不佳，严重限制了mg-al-zn系镁合金更广泛的应用。此外，目前实际生产应用的镁合金以铸造镁合金为主，但铸造镁合金综合力学性能较差，难以适用于力学性能要求较高的场合，此时往往需要借助高温变形改善其力学性能，以扩大其应用范围。因此，合理调控mg-al-zn系镁合金析出相的形貌及分布，抑制粗大层片状析出相的形成，促进热稳定性高的弥散细小连续析出相的均匀析出，从而改善合金热成形性能，提升其综合力学性能及服役性能，是进一步拓宽镁合金应用市场的关键。技术实现要素：本发明目的在于提供一种改善mg-al-zn系镁合金热成形及服役性能的方法。本发明包括下列步骤：将铸态mg-al-zn系镁合金固溶处理后，在25～300℃下预变形处理引入孪晶或低角晶界，预变形量为0.04～0.2；预变形后在180～220℃下时效处理，时效时间为30min～2h；该形变热处理方法可以抑制mg-al-zn系镁合金粗大不连续析出相的形成，并促进连续析出相的析出，最终获得析出相均匀细小弥散分布的合金组织，从而有效提升合金综合力学性能，改善合金热成形性能及服役性能。所述预变形温度为40～300℃。所述预变形方式为拉伸、压缩、弯曲或扭转中的至少一种。所述镁合金为铝含量相对较高的铸态mg-al-zn系镁合金，az61，az80或az91。本发明一种改善mg-al-zn系镁合金热成形及服役性能的方法，低温预变形引入孪晶，高温预变形引入扭折变形带等低角晶界。本发明一种改善mg-al-zn系镁合金热成形及服役性能的方法，所述形变热处理方法可有效抑制粗大层片状析出相的形成，促进析出相的连续析出，最终调控出析出相均匀细小弥散分布于基体的组织。本发明一种改善mg-al-zn系镁合金热成形及服役性能的方法，所调控出的细小弥散析出相对位错运动的阻碍作用强，强化效果突出，可有效提升合金综合力学性能。本发明一种改善mg-al-zn系镁合金热成形及服役性能的方法，所调控出的细小弥散析出相在合金热变形过程中可以提供大量再结晶形核点，有效促进合金动态再结晶过程，提升合金动态再结晶体积分数，进一步细化合金组织，合金热成形性能得到有效改善。本发明一种改善mg-al-zn系镁合金热成形及服役性能的方法，所调控出的细小弥散析出相热稳定高，在合金疲劳、蠕变过程中，可有效阻碍晶界及位错运动，从而改善合金服役性能。本发明提供的一种改善mg-al-zn系镁合金热成形及服役性能的方法，有以下几大优点：1.本发明工艺可以有效抑制mg-al-zn系镁合金粗大层片状析出相的形成，促进弥散细小析出相的析出，最终调控出析出相均匀细小弥散分布的组织，有效提升合金综合力学性能，解决了mg-al-zn系合金时效强化效果不佳的问题。2.利用简单变形方式向合金施以较小变形量，引入孪晶或低角晶界，为析出相提供大量形核点，成功调控出理想的析出相分布。设备要求简单、操作方便。3.本发明工艺有效改善了铸态镁合金的热成形及服役性能，并为高强镁合金的制备提供了新思路，工艺简单可行，成本较低，可实现规模化生产，进一步拓宽镁合金的应用市场。综上所述，本发明工艺合理，流程简单，操作方便，成本低，效率高，可以有效调控mg-al-zn系镁合金的析出相分布改善合金热成形及服役性能，具有广阔的应用前景。附图说明图1为本发明实施例1中铸态az80镁合金形变热处理后的扫描组织图；(a)为低倍扫描图像，(b)为高倍扫描图像；图2为本发明实施例1中铸态az80镁合金仅时效处理后的扫描组织图；(a)为低倍扫描图像，(b)为高倍扫描图像；图3为本发明实施例1中形变热处理试件及仅时效处理试件在320℃下热压缩变形过程中的流变应力-应变曲线图；图4为本发明实施例1中形变热处理试件及仅时效试件热压缩变形至1.5后的微观组织图：(a)为形变热处理试件，(b)为仅时效处理试件；图5为本发明实施例2中铸态az61镁合金形变热处理后的微观组织图：(a)为ebsd图像，图中白线代表低角晶界，黑线代表高角晶界，(b)为扫描图像；图6为本发明实施例3中铸态az91镁合金形变热处理后的扫描组织图；图7为本发明实施例3中铸态az91镁合金的蠕变性能曲线图；图8为本发明实施例4中铸态az80镁合金形变热处理后的扫描组织图；(a)为试件边部组织，(b)为试件中部组织；图9为本发明实施例4中铸态az80镁合金的疲劳性能曲线图。具体实施方式以下实施例旨在进一步说明本发明，而非限制本发明。实施例1将铸态az80镁合金在450℃下固溶处理12h，然后在室温下弯曲变形后压缩变形引入孪晶，累积变形量为真应变0.1，随后在200℃下时效2h，得到的合金组织如附图1所示，从图1可以看出，析出相弥散细小均匀分布于基体中。仅时效处理的合金组织如附图2所示，可以看出，仅时效处理试件中析出相呈粗大层片状，且分布不均匀。形变热处理试件和仅时效处理试件的室温拉伸力学性能见表1，形变热处理试件的抗拉强度为345mpa，比仅时效试件高56mpa；延伸率为16％，较仅时效试件提升了60％，说明该发明可以有效提升mg-al-zn系合金的综合力学性能。表1材料状态抗拉强度(mpa)屈服强度(mpa)延伸率(％)形变热处理34523116仅时效处理28919510将两种状态合金在320℃下热压缩变形，其流变应力-应变曲线如附图3所示，图中可看出，形变热处理试件的峰值应变比仅时效处理试件小，说明该形变热处理方法促进了动态再结晶的发生。试件高温压缩变形至真应变1.5后的微观组织图如附图4所示，可以看出，形变热处理试件基本完全动态再结晶，其再结晶体积分数远高于仅时效处理试件，晶粒细化效果突出。综上，该发明有效改善了镁合金热成形性能。实施例2将铸态az61镁合金在430℃下固溶处理10h，然后在300℃下预压缩变形，变形量为真应变0.2，随后在180℃下时效2h，得到的组织如附图5所示，从图中可以看出，高温预变形后合金原始晶粒中出现了大量低角晶界，经后续时效处理后，细小析出相在低角晶界上析出。实施例3将铸态az91镁合金在450℃下固溶处理12h，然后在150℃进行预拉伸变形引入孪晶，变形量为真应变0.05，随后在220℃下时效30min，得到的组织如附图6所示，可以发现，细小弥散析出相均匀分布于az91镁合金基体中。形变热处理试件和仅时效处理试件在200℃，80mpa下的蠕变性能如附图7所示，从图中可以发现，形变热处理试件的蠕变变形量及蠕变速率均远低于仅时效处理试件，形变热处理试件和仅时效处理试件的稳态蠕变速率分别为2.7×10-8s-1，7.5×10-8s-1，说明形变热处理后合金抗蠕变性能得到有效提升。实施例4将铸态az80镁合金在450℃下固溶处理12h，然后在室温下扭转变形，材料边部累积扭转变形量为真应变0.04，随后在200℃下时效1h，得到的组织如附图8所示，由于扭转试件边部变形量大，产生了大量孪晶，而中部扭转变形量几乎为0，基本未出现孪晶，时效后形成了边部析出相弥散细小均匀分布，中部为大块不连续析出相的梯度组织。其疲劳性能如附图9所示，从图中可以发现，形变热处理试件的疲劳极限远高于仅时效试件，仅时效处理试件的疲劳极限为50mpa，而形变热处理试件的疲劳极限为110mpa，为仅时效处理试件的2.2倍。当前第1页12