铸态AZ80镁合金中硬脆相β-Mg17Al12转变为连续析出相的复合式热处理方法

摘要

本发明公开了一种铸态AZ80镁合金中硬脆相β-Mg17Al12转变为连续析出相（菱形片状）的复合式热处理方法，首先将铝含量为7-10%的AZ80镁铝合金铸材放入处于保护气氛的热处理炉中，缓慢加热至400-430℃进行高温固溶处理，保温10-25小时，随炉缓慢冷却至室温；接着将经高温固溶处理后的AZ80镁铝合金再加热至400-430℃，保温5-10小时重新进行固溶处理；然后再加热至180-220℃进行12-20小时的时效处理，使β-Mg17Al12相以连续析出方式（菱形片状）析出弥散分布于α-Mg基体上，即得到高强高韧的AZ80镁合金，使铸态AZ80镁合金的抗拉强度、屈服强度、布什硬度、伸长率同时提高，扩大了镁合金的应用领域，具有较强的推广与应用价值。

说明书

技术领域

本发明属于化工生产技术领域，尤其涉及一种铸态AZ80镁合金中硬脆 相β-Mg₁₇Al₁₂转变为连续析出相（菱形片状）的复合式热处理方法。

背景技术

铸态AZ80镁合金由于在α-Mg晶界分布有网状硬脆相β-Mg₁₇Al₁₂而使 得其韧性降低、变形能力下降，铸态AZ80镁合金的伸长率通常只有3%～4%， 图1是现有技术铸造AZ80镁合金显微组织的示意图，白色的硬脆相 β-Mg₁₇Al₁₂呈网状分布于晶界，图2是现有技术提供的铸造AZ80镁合金拉 伸断口纵截面组织的示意图，呈网状分布于晶界的硬脆β-Mg₁₇Al₁₂相在拉伸 时成为断裂源。

发明内容

针对现有技术中铸态AZ80镁合金由于在α-Mg晶界分布有网状硬脆相 β-Mg₁₇Al₁₂而使得其韧性降低、变形能力下降的具体问题，本发明的目的在 于，提供一种铸态AZ80镁合金中硬脆相β-Mg₁₇Al₁₂转变为连续析出相的复 合式热处理方法。

为了实现上述任务，本发明采取如下的技术解决方案：

一种铸态AZ80镁合金中硬脆相β-Mg₁₇Al₁₂转变为连续析出相的复合式 热处理方法，其特征在于，按以下步骤进行：

1）将铝含量为7-10%的AZ80镁铝合金铸材放入处于保护气氛的热处理 炉中，以10-15℃/min的速率加热至400℃-430℃，进行固溶处理，并在该 温度下保温10-25小时，随热处理炉缓慢冷却至室温；

2）接着将经高温固溶处理后的AZ80镁铝合金再以10-15℃/min的速率 加热至400℃-430℃，并在该温度下保温5-10小时重新进行高温固溶处理， 再空冷至室温；

3）然后再以10-15℃/min的速率加热至180℃-220℃，并在此温度下 进行12-20小时的时效处理，空冷至室温，使β-Mg₁₇Al₁₂相以连续析出方式 析出弥散分布于α-Mg基体上，即得到高强高韧的AZ80镁合金。

本发明的铸态AZ80镁合金中硬脆相β-Mg₁₇Al₁₂转变为连续析出相的复 合式热处理方法，首先使AZ80镁合金在400℃-430℃的高温固溶时铝原子 全部固溶于α-Mg中而无分布于晶界的β-Mg₁₇Al₁₂相，在缓慢的随炉冷却过 程中铝、镁原子以层片状形态析出并均匀分布在α-Mg基体上，将为后续的 固溶、时效提供均匀化的组织形态；再进行400℃-430℃的高温固溶，空冷 至室温，就得到镁、铝原子均匀化分布的饱和固溶体α-Mg；再通过 180℃-220℃的时效处理，铝、镁原子便以连续析出方式（菱形片状） β-Mg₁₇Al₁₂相弥散析出分布于α-Mg基体上，提高了铸态AZ80镁合金的抗 拉强度、屈服强度、布什硬度、伸长率，达到了提高镁合金强韧性的目的， 扩大了镁合金的应用领域，具有较强的推广与应用价值。

附图说明

图1是现有技术提供的铸造AZ80镁合金显微组织的示意图；

图2是现有技术提供的铸造AZ80镁合金拉伸断口纵截面组织的示意图；

图3是本发明实施例提供的铸态AZ80镁合金中硬脆相β-Mg₁₇Al₁₂转变 为连续析出相的复合式热处理方法的实现流程图。

图4是AZ80镁合金复合式热处理后的组织照片（β-Mg₁₇Al₁₂相呈菱形 片状弥散分布在α-Mg基体上，左图为使用5000倍电镜，右图为使用10000 倍电镜）。

下面结合附图及具体实施例对本发明的应用原理作进一步描述。

具体实施方式

以下是发明人给出的实施例，需要说明的是，以下所描述的具体实施例 仅仅用以解释本发明，本发明不限于这些实施例，凡在本发明的精神和原则 之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应属于本发明的保护范围。

实施例1：

参见图3，本实施例给出了铸态AZ80镁合金中硬脆相β-Mg₁₇Al₁₂转变 为连续析出相的复合式热处理方法的实现流程，具体包括以下步骤：

将铝含量为7-10%的AZ80镁铝合金铸材放入处于保护气氛的热处理炉 中，以10℃/min的速率加热至420℃进行高温固溶处理，并在此温度下保 温25小时，随热处理炉缓慢冷却至室温；

接着将经过高温固溶处理的AZ80镁铝合金，以10℃/min的速率加热至 420℃，并在此温度下保温10小时重新进行固溶处理，空冷至室温；

然后再以10℃/min的速率加热至200℃，并在此温度下进行15小时的 时效处理，空冷至室温，使β-Mg₁₇Al₁₂相以连续析出方式（菱形片状）析出 弥散分布于α-Mg基体上，即可得到高强高韧的AZ80镁合金。

实施例2：

将铝含量为7-10%的AZ80镁铝合金铸材放入处于保护气氛的热处理炉 中，以15℃/min的速率加热至400℃进行高温固溶处理，并在此温度下保 温20小时，随热处理炉缓慢冷却至室温；

接着将经过高温固溶处理的AZ80镁铝合金，以15℃/min的速率加热至 400℃，并在此温度下保温5小时重新进行固溶处理，空冷至室温；

然后再以15℃/min的速率加热至220℃，并在此温度下进行12小时的 时效处理，空冷至室温，使β-Mg₁₇Al₁₂相以连续析出方式（菱形片状）析出 弥散分布于α-Mg基体上，即可得到高强高韧的AZ80镁合金。

实施例3：

将铝含量为7-10%的AZ80镁铝合金铸材放入处于保护气氛的热处理炉 中，以12℃/min的速率加热至430℃进行高温固溶处理，并在此温度下保 温20小时，随热处理炉缓慢冷却至室温；

接着将经过高温固溶处理的AZ80镁铝合金，以12℃/min的速率加热至 430℃，并在此温度下保温8小时重新进行固溶处理，空冷至室温；

然后再以12℃/min的速率加热至180℃，并在此温度下进行20小时的 时效处理，空冷至室温，使β-Mg₁₇Al₁₂相以连续析出方式（菱形片状）析出 弥散分布于α-Mg基体上，即可得到高强高韧的AZ80镁合金。

在上述实施例中采用的技术原理是，首先使AZ80镁合金在400℃-430℃ 的高温固溶时铝原子全部固溶于α-Mg中而无分布于晶界的β-Mg₁₇Al₁₂相， 在缓慢的随炉冷却过程中，铝、镁原子以层片状形态析出并均匀分布在 α-Mg基体上，将为后续的固溶、时效提供均匀化的组织形态；再进行 400℃-430℃的高温固溶，空冷至室温，就得到镁、铝原子均匀化分布的饱 和固溶体α-Mg；再通过180℃-220℃的时效处理，铝、镁原子便以连续析 出方式（菱形片状）β-Mg₁₇Al₁₂相弥散析出分布于α-Mg基体上（参见图4）， 以使铸态AZ80镁合金的抗拉强度、屈服强度、布什硬度、伸长率同时提高， 达到提高合金强韧性的目的，扩大合金的应用领域。对解决铸态AZ80镁合 金塑性低的问题具有重要意义。

经申请人测试，采用本发明的复合式热处理方法，经处理后的AZ80镁 合金（铸态）的力学性能指标如表1所示。与普通铸造所得的AZ80镁合金 材料相比，其抗拉强度指标σ_b可提高35%、屈服强度指标σ_0.2可提高15%、 塑性指标δ可提高20%。

表1：复合式热处理后AZ80镁合金的力学性能

  试样   HB   σ_0.2/MPa   σ_b/MPa   δ/%   铸态   62.5   113.7   162.1   4.96   复合式热处理后   84.6   128.6   232.7   6.14