本發(fā)明涉及一種改善mg-al-zn系鎂合金熱成形及服役性能的方法，具體為一種通過不同溫度預(yù)變形引入孿晶或低角晶界后時(shí)效處理的形變熱處理方法，屬鎂合金加工
技術(shù)領(lǐng)域：
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背景技術(shù)：
：mg-al-zn系鎂合金是常用的商用鎂合金，不含稀土元素，成本較低。該合金中的時(shí)效強(qiáng)化析出相為mg17al12相，普通時(shí)效過程中，主要為粗大層片狀不連續(xù)析出相，熱穩(wěn)定性差，在鎂基體中的分布相當(dāng)不均勻，對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用不強(qiáng)，強(qiáng)化效果不佳，且大的層片狀不連續(xù)析出相為裂紋易形核點(diǎn)，不僅損害合金強(qiáng)度與延性，也導(dǎo)致其熱成形及服役性能不佳，嚴(yán)重限制了mg-al-zn系鎂合金更廣泛的應(yīng)用。此外，目前實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用的鎂合金以鑄造鎂合金為主，但鑄造鎂合金綜合力學(xué)性能較差，難以適用于力學(xué)性能要求較高的場(chǎng)合，此時(shí)往往需要借助高溫變形改善其力學(xué)性能，以擴(kuò)大其應(yīng)用范圍。因此，合理調(diào)控mg-al-zn系鎂合金析出相的形貌及分布，抑制粗大層片狀析出相的形成，促進(jìn)熱穩(wěn)定性高的彌散細(xì)小連續(xù)析出相的均勻析出，從而改善合金熱成形性能，提升其綜合力學(xué)性能及服役性能，是進(jìn)一步拓寬鎂合金應(yīng)用市場(chǎng)的關(guān)鍵。技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：本發(fā)明目的在于提供一種改善mg-al-zn系鎂合金熱成形及服役性能的方法。本發(fā)明包括下列步驟：將鑄態(tài)mg-al-zn系鎂合金固溶處理后，在25～300℃下預(yù)變形處理引入孿晶或低角晶界，預(yù)變形量為0.04～0.2；預(yù)變形后在180～220℃下時(shí)效處理，時(shí)效時(shí)間為30min～2h；該形變熱處理方法可以抑制mg-al-zn系鎂合金粗大不連續(xù)析出相的形成，并促進(jìn)連續(xù)析出相的析出，最終獲得析出相均勻細(xì)小彌散分布的合金組織，從而有效提升合金綜合力學(xué)性能，改善合金熱成形性能及服役性能。所述預(yù)變形溫度為40～300℃。所述預(yù)變形方式為拉伸、壓縮、彎曲或扭轉(zhuǎn)中的至少一種。所述鎂合金為鋁含量相對(duì)較高的鑄態(tài)mg-al-zn系鎂合金，az61，az80或az91。本發(fā)明一種改善mg-al-zn系鎂合金熱成形及服役性能的方法，低溫預(yù)變形引入孿晶，高溫預(yù)變形引入扭折變形帶等低角晶界。本發(fā)明一種改善mg-al-zn系鎂合金熱成形及服役性能的方法，所述形變熱處理方法可有效抑制粗大層片狀析出相的形成，促進(jìn)析出相的連續(xù)析出，最終調(diào)控出析出相均勻細(xì)小彌散分布于基體的組織。本發(fā)明一種改善mg-al-zn系鎂合金熱成形及服役性能的方法，所調(diào)控出的細(xì)小彌散析出相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用強(qiáng)，強(qiáng)化效果突出，可有效提升合金綜合力學(xué)性能。本發(fā)明一種改善mg-al-zn系鎂合金熱成形及服役性能的方法，所調(diào)控出的細(xì)小彌散析出相在合金熱變形過程中可以提供大量再結(jié)晶形核點(diǎn)，有效促進(jìn)合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程，提升合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)，進(jìn)一步細(xì)化合金組織，合金熱成形性能得到有效改善。本發(fā)明一種改善mg-al-zn系鎂合金熱成形及服役性能的方法，所調(diào)控出的細(xì)小彌散析出相熱穩(wěn)定高，在合金疲勞、蠕變過程中，可有效阻礙晶界及位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而改善合金服役性能。本發(fā)明提供的一種改善mg-al-zn系鎂合金熱成形及服役性能的方法，有以下幾大優(yōu)點(diǎn)：1.本發(fā)明工藝可以有效抑制mg-al-zn系鎂合金粗大層片狀析出相的形成，促進(jìn)彌散細(xì)小析出相的析出，最終調(diào)控出析出相均勻細(xì)小彌散分布的組織，有效提升合金綜合力學(xué)性能，解決了mg-al-zn系合金時(shí)效強(qiáng)化效果不佳的問題。2.利用簡(jiǎn)單變形方式向合金施以較小變形量，引入孿晶或低角晶界，為析出相提供大量形核點(diǎn)，成功調(diào)控出理想的析出相分布。設(shè)備要求簡(jiǎn)單、操作方便。3.本發(fā)明工藝有效改善了鑄態(tài)鎂合金的熱成形及服役性能，并為高強(qiáng)鎂合金的制備提供了新思路，工藝簡(jiǎn)單可行，成本較低，可實(shí)現(xiàn)規(guī)模化生產(chǎn)，進(jìn)一步拓寬鎂合金的應(yīng)用市場(chǎng)。綜上所述，本發(fā)明工藝合理，流程簡(jiǎn)單，操作方便，成本低，效率高，可以有效調(diào)控mg-al-zn系鎂合金的析出相分布改善合金熱成形及服役性能，具有廣闊的應(yīng)用前景。附圖說明圖1為本發(fā)明實(shí)施例1中鑄態(tài)az80鎂合金形變熱處理后的掃描組織圖；(a)為低倍掃描圖像，(b)為高倍掃描圖像；圖2為本發(fā)明實(shí)施例1中鑄態(tài)az80鎂合金僅時(shí)效處理后的掃描組織圖；(a)為低倍掃描圖像，(b)為高倍掃描圖像；圖3為本發(fā)明實(shí)施例1中形變熱處理試件及僅時(shí)效處理試件在320℃下熱壓縮變形過程中的流變應(yīng)力-應(yīng)變曲線圖；圖4為本發(fā)明實(shí)施例1中形變熱處理試件及僅時(shí)效試件熱壓縮變形至1.5后的微觀組織圖：(a)為形變熱處理試件，(b)為僅時(shí)效處理試件；圖5為本發(fā)明實(shí)施例2中鑄態(tài)az61鎂合金形變熱處理后的微觀組織圖：(a)為ebsd圖像，圖中白線代表低角晶界，黑線代表高角晶界，(b)為掃描圖像；圖6為本發(fā)明實(shí)施例3中鑄態(tài)az91鎂合金形變熱處理后的掃描組織圖；圖7為本發(fā)明實(shí)施例3中鑄態(tài)az91鎂合金的蠕變性能曲線圖；圖8為本發(fā)明實(shí)施例4中鑄態(tài)az80鎂合金形變熱處理后的掃描組織圖；(a)為試件邊部組織，(b)為試件中部組織；圖9為本發(fā)明實(shí)施例4中鑄態(tài)az80鎂合金的疲勞性能曲線圖。具體實(shí)施方式以下實(shí)施例旨在進(jìn)一步說明本發(fā)明，而非限制本發(fā)明。實(shí)施例1將鑄態(tài)az80鎂合金在450℃下固溶處理12h，然后在室溫下彎曲變形后壓縮變形引入孿晶，累積變形量為真應(yīng)變0.1，隨后在200℃下時(shí)效2h，得到的合金組織如附圖1所示，從圖1可以看出，析出相彌散細(xì)小均勻分布于基體中。僅時(shí)效處理的合金組織如附圖2所示，可以看出，僅時(shí)效處理試件中析出相呈粗大層片狀，且分布不均勻。形變熱處理試件和僅時(shí)效處理試件的室溫拉伸力學(xué)性能見表1，形變熱處理試件的抗拉強(qiáng)度為345mpa，比僅時(shí)效試件高56mpa；延伸率為16％，較僅時(shí)效試件提升了60％，說明該發(fā)明可以有效提升mg-al-zn系合金的綜合力學(xué)性能。表1材料狀態(tài)抗拉強(qiáng)度(mpa)屈服強(qiáng)度(mpa)延伸率(％)形變熱處理34523116僅時(shí)效處理28919510將兩種狀態(tài)合金在320℃下熱壓縮變形，其流變應(yīng)力-應(yīng)變曲線如附圖3所示，圖中可看出，形變熱處理試件的峰值應(yīng)變比僅時(shí)效處理試件小，說明該形變熱處理方法促進(jìn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。試件高溫壓縮變形至真應(yīng)變1.5后的微觀組織圖如附圖4所示，可以看出，形變熱處理試件基本完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，其再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)高于僅時(shí)效處理試件，晶粒細(xì)化效果突出。綜上，該發(fā)明有效改善了鎂合金熱成形性能。實(shí)施例2將鑄態(tài)az61鎂合金在430℃下固溶處理10h，然后在300℃下預(yù)壓縮變形，變形量為真應(yīng)變0.2，隨后在180℃下時(shí)效2h，得到的組織如附圖5所示，從圖中可以看出，高溫預(yù)變形后合金原始晶粒中出現(xiàn)了大量低角晶界，經(jīng)后續(xù)時(shí)效處理后，細(xì)小析出相在低角晶界上析出。實(shí)施例3將鑄態(tài)az91鎂合金在450℃下固溶處理12h，然后在150℃進(jìn)行預(yù)拉伸變形引入孿晶，變形量為真應(yīng)變0.05，隨后在220℃下時(shí)效30min，得到的組織如附圖6所示，可以發(fā)現(xiàn)，細(xì)小彌散析出相均勻分布于az91鎂合金基體中。形變熱處理試件和僅時(shí)效處理試件在200℃，80mpa下的蠕變性能如附圖7所示，從圖中可以發(fā)現(xiàn)，形變熱處理試件的蠕變變形量及蠕變速率均遠(yuǎn)低于僅時(shí)效處理試件，形變熱處理試件和僅時(shí)效處理試件的穩(wěn)態(tài)蠕變速率分別為2.7×10-8s-1，7.5×10-8s-1，說明形變熱處理后合金抗蠕變性能得到有效提升。實(shí)施例4將鑄態(tài)az80鎂合金在450℃下固溶處理12h，然后在室溫下扭轉(zhuǎn)變形，材料邊部累積扭轉(zhuǎn)變形量為真應(yīng)變0.04，隨后在200℃下時(shí)效1h，得到的組織如附圖8所示，由于扭轉(zhuǎn)試件邊部變形量大，產(chǎn)生了大量孿晶，而中部扭轉(zhuǎn)變形量幾乎為0，基本未出現(xiàn)孿晶，時(shí)效后形成了邊部析出相彌散細(xì)小均勻分布，中部為大塊不連續(xù)析出相的梯度組織。其疲勞性能如附圖9所示，從圖中可以發(fā)現(xiàn)，形變熱處理試件的疲勞極限遠(yuǎn)高于僅時(shí)效試件，僅時(shí)效處理試件的疲勞極限為50mpa，而形變熱處理試件的疲勞極限為110mpa，為僅時(shí)效處理試件的2.2倍。當(dāng)前第1頁(yè)12