阅读说明：本技术 一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法 (Treatment method for improving aging hardness of Mg-Sn alloy ) 是由 毕广利 徐作成 姜静 李元东 曹驰 陈体军 马颖 于 2020-07-27 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法,涉及合金时效处理技术领域,所述,所述合金为Mg-7Sn合金,所述处理方法为将所述合金在160℃等温时效处理的同时进行40 MPa或80 MPa的应力时效作用下处理96h或120h。本发明通过40MPa或80MPa的应力时效对Mg-Sn合金进行处理,40MPa应力时效时合金的峰值硬度达到65.1 HV,所需时效时间为120 h,且变形量只有0.96%；80 MPa应力时效时合金的峰值硬度达到了68.4 HV,所需时效处理时间为96h,且变形量只有3.35%。(The invention discloses a treatment method for improving aging hardness of Mg-Sn alloy, and relates to the technical field of alloy aging treatment, wherein the alloy is Mg-7Sn alloy, and the treatment method comprises the step of treating the alloy for 96 hours or 120 hours under the stress aging action of 40MPa or 80MPa while carrying out isothermal aging treatment at 160 ℃. According to the invention, the Mg-Sn alloy is treated by stress aging of 40MPa or 80MPa, the peak hardness of the alloy reaches 65.1 HV when the stress aging is carried out at 40MPa, the required aging time is 120h, and the deformation is only 0.96%; the peak hardness of the alloy reaches 68.4 HV when the alloy is subjected to stress aging at 80MPa, the required aging treatment time is 96h, and the deformation is only 3.35%.)

一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法

技术领域

本发明涉及合金时效处理技术领域，具体涉及一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法。

背景技术

镁及镁合金是一种低密度结构材料，具有良好的可加工性、高的比强度等优点，部分镁合金已被应用于航空航天、汽车、生物医学等领域。然而，镁合金蠕变性能低和耐蚀性差等缺点限制了其发展和应用。因此开发一种高强耐热镁合金显得尤为重要。

Mg-Sn合金是一种低成本可时效硬化合金，共晶温度下Sn在镁基体中的最大固溶度为14.48 wt. %，经过时效后析出熔点为770℃的Mg₂Sn相，可有效地钉扎位错，抑制晶界扩散，提高合金的室温及高温性能。然而，Mg-Sn合金中因析出的Mg₂Sn相粗大、分布不均匀且含量低，导致Mg-Sn合金具有较低的时效硬化行为。目前，提高Mg-Sn合金时效硬化行为的方法有合金化和热处理。Zn、Al、Cu、Na、Ag、Mn、Ca、Hf、In、Li、Sb等合金元素可以有效细化Mg₂Sn相分布而增强时效硬化反应。例如：Huang等研究了Mg-1.5Sn-0.5Mn (at. %)合金时效硬化行为，发现Zn和Ag共同添加合金的硬度提高至83 HV，时效时间从120 h缩短至100h。Li等研究表明符合添加Ca和Ag显著增强了Mg-7Sn (wt. %)合金的时效硬度，从61.1 HV增大至80.4 HV，但是合金化会增加镁合金的生产成本。

发明内容

为了解决上述问题，本发明提供一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法，该方法通过40MPa或80MPa的应力时效对Mg-Sn合金进行处理，40MPa应力时效时合金的峰值硬度达到65.1 HV，所需时效时间为120 h，与近等温时效处理的合金相比，时效处理时间从166 h缩短至120 h，处理时间缩短了27.7 %，且变形量只有0.96 %；80 MPa应力时效时合金的峰值硬度达到了68.4 HV，与仅等温时效处理的合金相比，时效处理时间从166 h缩短至96h，处理时间缩短了42.2 %，且变形量只有3.35%。

为了实现上述目的，本发明采用的技术方案之一为：一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法，所述合金为Mg-7Sn合金，所述处理方法为将所述合金在40 MPa或80 MPa的应力时效作用下处理96h或120h。

进一步地，还包括在应力时效处理的同时对所述合金进行等温时效处理，所述等温时效处理的温度为160℃。

更进一步地，所述处理方法为采用40 MPa的应力时效和160℃的等温时效同时对合金进行处理，处理时间为120h。

更进一步地，所述采用的处理方法为采用80 MPa的应力时效和160℃的等温时效同时对合金进行处理，处理时间为96h。

更进一步地，所述合金的固溶处理温度为490℃，固溶处理时间为10h，淬火介质为室温自来水，淬火时间小于10s。

本发明的有益效果：

本发明通过40MPa或80MPa的应力时效对Mg-Sn合金进行处理，40MPa应力时效时合金的峰值硬度达到了65.1 HV，所需时效时间为120 h，与0 MPa等温时效合金相比，时效处理时间从166 h缩短至120 h，处理时间缩短了27.7 %，且变形量只有0.96 %；80 MPa应力时效时合金的峰值硬度达到了68.4 HV，与0 MPa等温时效合金相比，时效处理时间从166 h缩短至96h，处理时间缩短了42.2 %，且变形量只有3.35%。

T6、4ST6、8ST6态合金的晶粒尺寸分别为123.6 μm、126.2 μm和128.6 μm；施加应力时效后合金中形成大量孪晶和Mg₂Sn相，且孪晶和Mg₂Sn相的数量随应力增大而增多；8ST6合金中大部分Mg₂Sn相位于基面，具有板状和棒状两种形貌，平均长度分别为30nm和50nm，与α-Mg具有和的取向关系。应力时效显著提高了合金的力学性能，4ST6态合金的

、和

分别为134.4 MPa、190.4 MPa和6.7%，8ST6态合金的

、和分别为163.6 MPa、217.2 MPa和8.5 %。

除了上面所描述的目的、特征和优点之外，本发明还有其它的目的、特征和优点。下面将参照图，对本发明作进一步详细的说明。

附图说明

构成本申请的一部分的附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。

图1是本发明实施例的Mg-7Sn合金铸态与固溶态的OM和SEM显微组织：(a, c) 铸态；(b, d) 固溶态；

图2为本发明实施例的Mg-7Sn合金铸态与固溶态的扫描面分布图：(a) 铸态；(b) 固溶态；

图3为本发明实施例的Mg-7Sn合金160℃应力时效硬化曲线；

图4为本发明实施例的Mg-7Sn合金160℃应力时效变形曲线；

图5为本发明实施例的160℃应力时效峰值态的Mg-7Sn合金的XRD图谱：(a) T6；(b)4ST6；(c) 8ST6；

图6为本发明实施例160℃应力时效峰值态Mg-7Sn合金的组织变化：(a-c) T6；(d-f)4ST6；(g-i) 8ST6；

图7为本发明实施例Mg-7Sn合金的室温拉伸曲线图；

图8为本发明实施例8ST6合金的TEM结果：(a，b)：；(c，d)：

；(e)：Mg₂Sn相尺寸分布；(f)：EDS结果；

图9为本发明实施例8ST6合金沿不同晶带轴的TEM形貌图和SAED结果：(a，d)：形貌图；(b，e)：SAED；(c，f)：SAED结果的示意图；

图10为本发明实施例8ST6合金沿不同晶带轴的HRTEM形貌图；

图11为本发明实施例8ST6合金典型形貌相的HRTEM分析和傅里叶转化。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

实施例1

一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法，所述处理方法为首先将所述Mg-7Sn合金在490℃下固溶处理10h，随后进行淬火，淬火介质为室温自来水，从取样到淬火过程时间小于10 s，可以得到均匀的金相组织，对固溶处理前后的Mg-7Sn合金进行光学（OM）显微组织和透射电镜（TEM）观察，结果见图1-2，图1中a、c铸态合金，b、d为固溶态合金，图2中a为铸态合金，b为固溶态合金；

然后将所述Mg-7Sn合金在80 MPa的应力时效作用下处理96h，同时进行等温时效处理，处理温度为160℃，应力时效处理是在可加载应力电阻炉中进行，同时使用数显千分尺对试样进行变形量的测试，每个试样测试5次，统计平均值作为该样的总变形量，结果见图3-4，测得Mg-7Sn合金的硬度为68.4 HV，变形量为3.35%。

实施例2

一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法，所述处理方法为首先将所述Mg-7Sn合金在490℃下固溶处理10h，随后进行淬火，淬火介质为室温自来水，从取样到淬火过程时间小于10 s，可以得到均匀的金相组织，然后将所述Mg-7Sn合金在40 MPa的应力时效作用下处理120h，同时进行等温时效处理，处理温度为160℃，应力时效处理是在可加载应力电阻炉中进行，同时使用数显千分尺对试样进行变形量的测试，每个试样测试5次，统计平均值作为该样的总变形量，结果见图3-4，测得Mg-Sn合金硬度为65.1 HV，变形量为0.96%。

对比例1

一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法，所述处理方法为首先将所述Mg-7Sn合金在490℃下固溶处理10h，随后进行淬火，淬火介质为室温自来水，从取样到淬火过程时间小于10 s，得到T4合金。

对比例2

一种用于提高Mg-Sn合金时效硬度的处理方法，所述处理方法为首先将所述Mg-7Sn合金在490℃下固溶处理10h，随后进行淬火，淬火介质为室温自来水，从取样到淬火过程时间小于10 s，可以得到均匀的金相组织，然后将所述Mg-7Sn合金在160℃等温时效下处理96h，得到T6合金。

实验例

图1是经过实施例1和对比例1处理的Mg-7Sn合金490℃固溶处理后光学和扫描显微组织。结果表明铸态Mg-7Sn合金的显微组织由α-Mg基体和(α-Mg+Mg₂Sn)共晶组织以及Mg₂Sn相组成，固溶处理后 (α-Mg+Mg₂Sn)共晶组织以及Mg₂Sn相在高温下发生溶解，导致合金转变成单相α-Mg固溶体组织，平均晶粒尺寸为125.4 μm。固溶处理的目的是将合金元素均匀化，以确保形成均匀的过饱和固溶体。图2是对应的EDS面分布图，其中图a为铸态合金的扫描面分布图，图b为固溶态合金的扫描面分布图，结果表明对Mg-7Sn在490℃进行固溶处理10h后合金元素分布均匀，形成了过饱和的固溶体。

图3显示了经过实施例1、实施例2和对比例2处理的合金在160℃不同压应力0MPa，40 MPa，80 MPa条件下的时效硬化曲线，0 MPa等温时效过程中，166 h合金的硬度达到最大值64.6 HV，合金硬度提高了37.4 %；40 MPa应力时效时合金的峰值硬度达到65.1 HV，所需时效时间为120 h；80 MPa应力时效时合金时效96 h后达到硬度峰值68.4 HV。对比发现，压应力缩短了合金达到时效峰值的时间，40 MPa应力时效相比0 MPa等温时效合金的时效峰值时间从166 h缩短至120 h，缩短了27.7 %；80 MPa应力时效相比0 MPa等温时效合金的时效峰值时间从166 h缩短至96 h，缩短了42.2 %。

图5表明40 MPa和80 MPa应力时效后合金的相组成仍然是C-Mg2Sn相和α-Mg相，表明压应力对时效过程中析出相的结构没有影响。

对实施例1-2和对比例2进行光学和扫描显微组织表征，结果见图6，其中图6a和图6b显示了对比例2等温时效峰值态（T6）合金的平均晶粒尺寸为123.6 μm，没有明显微米级的大尺寸第二相形成；图6c是T6合金的高倍SEM图及局部放大图，可以看到纳米尺寸的Mg₂Sn相析出，析出的Mg₂Sn相有连续析出和非连续析出两种，非连续析出相沿晶界分布密集，这主要是因为晶界比晶粒内部具有较高的能量可作为析出相的形核中心，析出相在晶界处所需形核功低，因此析出相优先在晶界上形核，即非连续形核。晶界上的非连续析出相尺寸越小，分布越均匀，对力学性能的提高越有利。连续析出相在晶粒内部形成，原子通过扩散不断地聚集成核，进而形成析出相，形成这种析出相需要较高的形核功，即连续形核。图6d显示了40 MPa应力时效峰值态（4ST6）合金的平均晶粒尺寸为126.2 μm，同时形成了少量的孪晶，孪晶的形成有效地细化了原始晶粒；图6e是4ST6合金的SEM，分析发现没有明显微米级的第二相形成，可以清晰地看到孪晶，这些孪晶的形貌为长板条；图6f是高倍SEM和对应放大图，发现大量且分布致密的Mg₂Sn相，相比T6合金，析出的Mg2Sn相体积分数显著提高，分布更加均匀。图6g显示了80 MPa应力时效峰值态（8ST6）合金的平均晶粒尺寸为128.6μm，大量的孪晶被观察到；相比T6合金和4ST6合金，孪晶的数量显著增多，通过大量孪晶的形成有利于细化原始晶粒，在时效过程中孪晶界的相互作用使晶粒得到细化；图6h显示孪晶的形貌仍然为长的板条状；i显示了8ST6合金的高倍SEM和对应放大图，明显看到致密均匀的Mg₂Sn相析出；与T6合金相似，有晶界析出相和晶粒内部析出相，但明显看到80 MPa压应力显著细化了晶界析出相使晶界上的析出相分布不连续，但是析出相的数量仍然多于T6合金；相比4ST6合金，80 MPa应力时效后析出相得到明显的细化；表明随压应力的增大析出相的数量增多且尺寸显著减小，这与析出相的形核和长大过程有关，随压应力的增大合金的变形量增加，意味着在时效过程中位错和孪晶界的增加，这些缺陷可以像晶界一样为析出相提供形核中心，从而提高析出相的形核率，进而细化析出相。合金在应力时效过程中不断发生变形而积累应变，4ST6和8ST6合金的变形量累计分别达到0.96 %和3.35 %，结合显微组织明显的孪晶被观察到。研究表明位错和孪晶界的存在有利析出相的形核，所以随压应力的增大由于位错和孪晶界数量增多合金中Mg₂Sn相形核率也提高，从而细化了Mg2Sn相，促进了Mg2Sn相的均匀分布。

对经过实施例1-2和对比例1-2处理的合金进行室温拉伸实验，拉伸曲线如图7所示，详细的力学性能参数被统计于表1中。结果表明应力时效处理显著增强了合金的力学性能，随压应力的增大对合金的强化效果越明显。对比例1中，经固溶处理的合金具有最大的延伸率，达到32.4 %，但屈服强度和抗拉强度都较低，分别为53.5 MPa和168.9 MPa；固溶处理后粗大的共晶组织完全溶解于α-Mg基体，合金元素分布均匀，晶界清晰干净，因此固溶态合金的塑性优异；对比例2中，经过160℃等温时效后合金得到强化，屈服强度和抗拉强度分别增大至104.6 MPa和178.9 MPa，相比固溶处理合金分别提高了95.5 %和5.9 %，但是屈服强度和抗拉强度的提高极大地牺牲了塑性，塑性减小至10.9 %；合金得到强化的原因主要与Mg₂Sn相的析出有关。实施例2中，40 MPa应力时效后合金的屈服强度的抗拉强度分别增大至134.4 MPa和190.4 MPa，塑性减小了6.7 %；对比发现，相比无应力等温时效40 MPa压应力的引入可以有效增强合金，屈服强度和抗拉强度分别提高28.5 %和6.4 %；这种力学性能上的差异主要是由于压应力的引入使析出相的析出行为发生变化导致。

实施例1中，80 MPa应力时效后合金的屈服强度和抗拉强度分别提高至163.6 MPa和217.2 MPa，相比40 MPa应力时效合金的力学性能分别提高了21.7 %和14.1 %，80 MPa应力时效后合金的延伸率为8.5 %，这比40 MPa应力时效合金的塑性有所提高；随压应力的增加将在合金中积累更多的位错和孪晶等缺陷，这些晶体缺陷作为析出相的异质形核结点将影响析出相尺寸、形貌、数量、晶体学取向关系等，从而对合金的力学性能产生较大的影响。

表1 T7合金160℃压应力时效峰值态的力学性能统计表

图8显示了8ST6合金的明场TEM图、相应的EDS点分析和平均相尺寸分布图。可以看到大量均匀分布的Mg₂Sn相形成，这些相的尺寸主要集中在30nm和50nm，其中，板状相的平均尺寸为30nm，棒状相的平均尺寸为50nm。图9更加详细地显示了Mg₂Sn相的形貌特征和电子衍射花样。图9 a和图9 b是电子束沿[0001]_α轴成像的析出相形貌图以及对应的电子衍射花样，图9 d和图9 e是电子束沿轴成像的析出相形貌图以及对应的电子衍射花样，可以看到形成了大量尺寸小于100 nm的析出相，析出相的形貌主要有棒状和板状，分别用黑色箭头和黄色箭头指出；棒状析出相的长度约为50nm，厚度约为20nm，它们的生长方向为

；板状析出相的直径约为10nm~30nm，它们的长轴方向与

方向平行；大部分的析出相位于基面，也存在明显的非基面析出相的存在，如图中白色箭头所指的析出相为非基面析出相，其形貌为棒状相并且它的生长方向与基面析出相的生长方向垂直，尺寸大约为30 nm左右。从电子衍射花样图中可以看到除了α-Mg基体额外的衍射斑点，结合XRD和SEM分析认为这些额外衍射斑点是Mg₂Sn相的衍射斑点。图9 c和图9 f是电子衍射花样的模型图，可以看到析出相与α-Mg基体的取向关系为：和。

图10是80 MPa应力时效峰值态合金沿不同晶带轴的HRTEM照片。图10a, b和c, d分别是晶带轴沿

方向和方向，显示了大量的Mg₂Sn相形成，这些Mg₂Sn相分布均匀弥散，可以看到在不同Mg基体晶带轴下，合金的析出相大部分位于基面，形貌有板状和棒状，大部分的析出相生长方向为

，尺寸在10 nm~40 nm，典型析出相形貌用白色线条进行了标记，高倍的HRTEM照片清晰的显示了板状和棒状析出相的晶格条纹。图11更加清楚地分析了典型析出相的晶格参数和尺寸大小，以及对应的傅里叶转变。图11 a显示了棒状Mg₂Sn相的微结构特征，结果表明棒状Mg₂Sn相的长轴和短轴分别为20nm和15nm，棒状Mg₂Sn相与α-Mg基体的界面具有共格关系；图11b显示了板状Mg₂Sn相的晶格间距约为0.32nm。图11 d显示了板状Mg₂Sn相的显微结构，结果表明棒状Mg₂Sn相的长度约为30 nm；图11e显示了棒状Mg₂Sn相的晶格间距为0.27 nm。

以上所述仅为本发明的较佳实施例，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。