[发明专利]一种Mg-Al系析出强化型镁合金的形变热处理方法

说明书

本发明属于金属强韧化技术领域的一种在析出强化型Mg‑Al系合金中获得大体积分数和高弥散度Mg₁₇Al₁₂连续析出相的形变热处理方法。该方法通过塑性变形在材料内部形成大量高变形储能区，进而促进连续析出，在Mg‑Al系析出强化型镁合金中，能够促进连续析出的高变形储能区主要是孪生区，因此选择最有利于增大孪生区体积分数的变形路径进行变形，并通过对变形路径、应变量和时效制度等参数的优化，获得高体积分数和高弥散度Mg₁₇Al₁₂连续析出相，进而提升时效强化效应。

技术领域

本发明属于金属强韧化领域技术领域，特别涉及一种Mg-Al系析出强化型镁合金的形变热处理方法。

背景技术

Mg-Al系析出强化型合金是一种低成本高强度镁合金，该合金系以Al为主合金元素，含量大于5wt.％，由于这类合金的熔炼工艺简单，冶金质量易于控制，因而非常适合制备压铸类产品和大尺寸变形镁合金构件，广泛应用于航空、汽车和3C产品领域，如车辆轮毂、直升机机匣、飞机承力结构件等。该合金系的强化手段主要为时效热处理，但其时效强化效应较差，原因是Mg₁₇Al₁₂强化相通常以不连续方式析出，尺寸粗大且间距较宽，无法有效阻碍位错运动。

Mg-Al系合金的析出行为较特殊，体现在：(a)析出序列中只有平衡相β-Mg₁₇Al₁₂，未发现GP区和亚稳过渡相；(b)具有两种同时存在且相互竞争的析出机制：一种是在晶内发生的连续析出，另一种是在晶界处发生的不连续析出。

在连续析出过程中，第二相在整个固溶体的各个部分普遍地析出，但由于各部分能量条件不同，可能出现不同的形核和长大速率；同时，第二相的长大主要依靠体扩散，从而使第二相周围基体中的溶质浓度发生连续变化。

不连续析出可以表示为：α′→β+α，其中，α′为过饱和固溶体，β为第二相，α的晶体结构与α′一致但饱和度较低；反应产物β和α通常构成片层结构的胞状物。不连续析出的演变过程为：β相在晶界形核后，晶界随着β的长大而不断向前推移。

不连续析出通常产生粗大的β片状相，而连续析出产生弥散分布的β相，因此，提升Mg-Al系镁合金时效强化效应最有效的途径是增大连续析出相的体积分数和弥散度，而形变热处理具有非常大的应用潜力。

形变热处理是将塑性变形的形变强化与热处理的相变强化相结合的一种工艺方法。其基本原理是：通过形变增加金属中缺陷(主要是位错)的密度并改变其分布，热处理相变时这些形变时产生的缺陷将影响新相的形核动力学和分布，同时，新相的形成又对位错等缺陷的运动起到钉扎、阻滞作用，使金属中的缺陷稳定、组织细化，从而提高其强度和韧性。

形变热处理工艺已在钢铁和铝合金中获得应用，以铝合金为例，目前已形成多个状态标准，如：美国2219铝合金T37状态是在淬火后冷变形7％，随后进行自然时效；2024铝合金T861状态是在淬火后冷变形6％，再进行人工时效。然而，形变热处理在镁合金中的应用目前仍不成熟，尚未形成状态标准。大多数镁合金具有密排六方晶体结构，其滑移系较少，因而塑性不如立方晶体结构的钢铁和铝合金。形变过程中，钢铁和铝合金以滑移为主，形变孪生不常见，而镁合金的滑移系少，且孪生占较大比例，在低于225℃时，多晶镁合金的塑性变形仅限于基面{0001}<11-20>滑移和{10-12}<10-11>拉伸孪生，同时，位错和孪晶的分布很难控制；另外，变形镁合金通常具有较强的织构，因而各向异性非常显著，不同变形路径往往对应不同的塑性变形机制，所以为变形路径的选择带来困难；其次，对于目前用量最大的商用Mg-Al系合金，研究发现塑性变形能促进高弥散度纳米级Mg₁₇Al₁₂连续析出相析出，但相关变形参数的选择尚未得到充分的研究；这些都为形变热处理在镁合金中的应用提出了挑战。

发明内容