CN103266247B

CN103266247B - 一种超塑性高强耐热镁合金及其制备方法

Info

Publication number: CN103266247B
Application number: CN201310168537.4A
Authority: CN
Inventors: 冷哲; 张景怀; 尹婷婷; 张丽; 费鹏飞; 林华益; 张密林; 巫瑞智
Original assignee: Harbin Engineering University
Current assignee: Harbin Engineering University
Priority date: 2013-05-09
Filing date: 2013-05-09
Publication date: 2015-05-27
Anticipated expiration: 2033-05-09
Also published as: CN103266247A

Abstract

本发明提供的是一种超塑性高强耐热镁合金及其制备方法。是以纯Mg、纯Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金为原料，合金元素熔化后进行精炼、扒渣，保温静置后降温，利用水冷模具进行冷却得到得镁合金铸棒，所得镁合金铸棒经过高温匀质化处理后，在挤压机上热挤压成形所得到的质量百分含量为Y：5.0～8.0%，Nd：0.5～2.5%，Zn：1.5～3.5%，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si杂质总量小于0.03%，余量为Mg的超塑性高强耐热镁合金。本发明的合金，在室温至300℃具有较高的强度230～350MPa和较好的塑性10～30%。在350～450℃具有超塑性特征，其断后延伸率为270%～600%。

Description

一种超塑性高强耐热镁合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及的是一种镁基合金，本发明也涉及一种镁基合金的制备方法。具体涉及一种具备超塑性性能的高强耐热镁合金及其制备方法。

背景技术

镁合金具有低的密度、高的比强度和比刚度，同时又具有良好的耐冲击性能，广泛应用于汽车、航空航天等工业。然而，目前许多零部件的应用要求材料具有良好的耐热性能。例如；汽车的传动***和发动机需要其制造材料在200℃～300℃的温度下具有优异的力学性能。此外，在金属材料的后续加工方法中，超塑性加工成型技术由于可以一次性加工成复杂精密、高质量的零部件获得了广阔的市场应用前景。因此研究出一种同时具备高的耐热性能和超塑性成型性能的镁合金材料具有重要的意义。

目前，传统的耐热镁合金(如;WE43,WE54)是以添加稀土(RE)元素，除合金化元素固溶强化外，主要利用弥散强化、析出沉淀强化来提高镁合金的强度和耐热性能的，但是，该类合金强度和耐热性能的提高是以牺牲塑性为代价的，这导致了该类合金较差的热加工成型性能。例如；占亮等人优化了WE54合金，其优化后的合金为Mg-5.5Y-2.0Gd-(1.6-1.9)Nd-(0.5-0.6)Zr(耐热高强镁合金WE54成分范围优化,占亮，王伟，高丹，张杰，姜正鳌，李永恒，铸造60(2011)126-129)。该优化后的WE54表现了优异的力学性能，其室温及250℃时的抗拉强度、屈服强度、延伸率分别为300MPa、200MPa、4.0%和225MPa、165MPa、7.8%。该合金的强化除固溶强化外，最主要的是形成Mg₂₄Y₅、Mg₁₄Nd₂Y、Mg₁₂Nd等高温稳定的金属间化合物强化。这些高熔点的金属间化合物均匀弥散地沉淀在晶界处抑制晶界滑移，从而提高合金的室温、高温力学性能。但是这种强化合金的方式势必会影响合金的热加工成型性能，特别是合金的超塑性成型能力。

发明内容

本发明的目的是提供一种具备超塑性性能的超塑性高强耐热镁合金。本发明的目的还在于提供一种具备超塑性性能的超塑性高强耐热镁合金的制备方法。

本发明的超塑性高强耐热镁合金是以商业纯Mg、商业纯Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金为原料，合金元素熔化后进行精炼、扒渣，保温静置后降温，利用水冷模具进行冷却得到得镁合金铸棒，所得镁合金铸棒经过高温匀质化处理后，在挤压机上热挤压成形所得到的质量百分含量为Y：5.0～8.0%，Nd：0.5～2.5%，Zn：1.5～3.5%，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si杂质总量小于0.03%，余量为Mg的具有条带状LPSO相的超塑性高强耐热镁合金。

本发明的超塑性高强耐热镁合金的制备方法为：

以商业纯Mg、商业纯Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金为原料；按照产品的质量百分含量为Y：5.0～8.0%，Nd：0.5～2.5%，Zn：1.5～3.5%，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si杂质总量小于0.03%，余量为Mg的配比将原料混合；合金元素熔化后进行熔炼、扒渣，保温静置后降温，利用水冷模具进行冷却；所得镁合金铸棒经过高温匀质化处理后，在挤压机上热挤压成形得到产品；

熔炼中采用如下两种方式之一进行保护：一种是SF₆/CO₂气体保护，一种是熔剂保护；

所述熔炼的工艺参数为：熔体保温温度为740～750℃，保温静置时间为25～45min，浇注温度为700～720℃；

所述高温匀质化处理的工艺参数为：均匀化温度为450～500℃，保温时间为10～15h，冷却方式为空冷；

所述热挤压的主要工艺参数为：挤压温度为420～470℃，挤压速率为1.2～1.5m/min，为保证晶粒细小，挤压比大于为15。

本发明考虑改变传统镁合金的强化方式，在镁合金中添加特定的合金化元素（Y、Nd、Zn元素）及特定的配比，并采用熔炼、匀质化处理及热挤压处理等技术，在特定工艺条件下制备出新型的含长周期堆垛有序结构（LPSO）相强化的镁合金。该合金在室温至300℃既保证了高强耐热特征，又具有良好的热加工成型性能，尤其是在350～450℃具备良好的超塑性性能。

本发明的方法所获得超塑性高强耐热镁合金，在室温至300℃具有较高的强度230～350MPa和较好的塑性10～30%。在350～450℃具有超塑性特征，其断后延伸率为270%～600%（应变速率为1×10^-3s^-1）。本发明的方法通过对常规的熔炼、匀质化处理及热挤压处理等方法进行合理的优化选择来实现，操作易于进行，利于大规模推广应用。

本发明的实质性特点和显著的进步主要体现在：

（1）本发明在镁合金中添加Y、Nd、Zn等元素，Mg、Y、Nd、Zn这四种原子在特定的条件下（包括含量、配比和制备工艺），能够形成大量长周期堆垛有序结构（LPSO）相。这种LPSO强化相的生长方式不同于以往的金属间化合物（Mg₂₄Y₅、Mg₁₄Nd₂Y、Mg₁₂Nd），如图1所示，该LPSO相沿挤压方向呈条带状排列，这些条带状LPSO相的长度有时可达到几十甚至几百微米。此外，它还具有高塑韧性、高弹性模量及高热稳定性。LPSO相的生长方式和高塑韧性、高弹性模量导致该相强化合金的方式也不同于以往的金属间化合物，在合金受载的过程中，它可以通过载荷转移的方式来承受比基体更大的载荷，从而提高合金的力学性能。而高的热稳定性可以赋予合金良好的耐热性能。本发明的合金在一定温度范围内（室温至300℃）具有高强耐热的特性。

（2）在高温热加工成型过程中，本发明的合金摆脱了以往金属间化合物（Mg₂₄Y₅、Mg₁₄Nd₂Y、Mg₁₂Nd）对晶界滑移的束缚。另外，这种LPSO相沿挤压方向呈条带状排列的特殊结构能够有效地阻碍空洞的生长与横向连接，防止合金的过早断裂，为该合金表现出超塑性提供保障。在350～450℃时本发明的合金表现出良好的超塑性特征，其断后延伸率为270%～600%（应变速率为1×10^-3s^-1）。

（3）本发明采用的都是常规的熔炼、匀质化处理及热挤压处理等方法，具有生产成本低，生产效率高，操作易于进行等特点，利于大规模推广应用。

（4）本发明的镁合金同时具有高强耐热（室温至300℃），和利于塑性加工（350～450℃表现出超塑性特征）的特点，是镁合金生产与应用的理想材料。

附图说明

图1为实施例1中Mg-Y-Nd-Zn的显微组织照片；

图2为图1的局部放大图。

具体实施方式

以下通过具体的实施例对本发明的技术方案做详细描述，应理解的是，这些实施例是用于说明本发明，而不是对本发明的限制，在本发明的构思前提下对本发明做简单改进，都属于本发明要求保护的范围。

实施例1

合金的化学成分（质量百分比）为：6.0%Y、2.0%Nd、1.8%Zn，杂质元素Fe、Cu、Ni、Si的总量小于0.03%，余量为Mg。

制备合金的熔铸和加工工艺为：首先按配比称料，将Mg、Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金预热到200℃，然后将Mg放入预热到100℃的坩锅中，并通入SF₆:CO₂体积比为1:100的保护气体，待Mg完全熔化后加入Zn，当熔体温度达到740℃时加入Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金，加入的中间合金熔化后，通入氩气精炼搅拌10min，除渣后在740℃静置25min，待温度降至700℃后，采用水冷模具浇铸成圆棒。所得铸棒在450℃匀质化处理10h后空冷，车削后在420℃进行挤压，挤压速率为1.5m/min，最后得到一种高应变速率超塑性镁-稀土合金材料。

本实施例所得的一种具备超塑性性能的高强耐热镁合金材料的力学性能为：

该合金在室温至300℃具有高强耐热的特性，在350～450℃表现出超塑性特征。主要的力学性能参见表1。

表1所得合金的主要力学性能

实施例2

合金的化学成分（质量百分比）为：5.8%Y、2.5%Nd、2.6%Zn，杂质元素Fe、Cu、Ni、Si的总量小于0.03%，余量为Mg。

制备合金的熔铸和加工工艺为：首先按配比称料，将Mg、Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金预热到250℃，然后将Mg放入预热到120℃的坩锅中，并通入SF₆:CO₂体积比为1:100的保护气体，待Mg完全熔化后加入Zn，当熔体温度达到750℃时加入Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金，加入的中间合金熔化后，通入氩气精炼搅拌15min，除渣后在740℃静置45min，待温度降至710℃后，采用水冷模具浇铸成圆棒。所得铸棒在480℃匀质化处理10h后空冷，车削后在450℃进行挤压，挤压速率为1.5m/min，最后得到一种高应变速率超塑性镁-稀土合金材料。

本实施例所得的一种具备超塑性性能的高强耐热镁合金材料，其主要力学性能为：

该合金在室温至300℃具有高强耐热的特性，在350～450℃表现出超塑性特征。主要的力学性能参见表2。

表2所得合金的主要力学性能

实施例3

合金的化学成分（质量百分比）为：7.2%Y、0.8%Nd、3%Zn，杂质元素Fe、Cu、Ni、Si的总量小于0.03%，余量为Mg。

制备合金的熔铸和加工工艺为：首先按配比称料，将Mg、Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金预热到240℃，然后将Mg放入预热到120℃的坩锅中，并通入SF₆:CO₂体积比为1:100的保护气体，待Mg完全熔化后加入Zn，当熔体温度达到760℃时加入Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金，加入的中间合金熔化后，通入氩气精炼搅拌15min，除渣后在750℃静置30min，待温度降至720℃后，采用水冷模具浇铸成圆棒。所得铸棒在480℃匀质化处理15h后空冷，车削后在450℃进行挤压，挤压速率为1.2m/min，最后得到一种高应变速率超塑性镁-稀土合金材料。

该合金在室温至300℃具有高强耐热的特性，在350～450℃表现出超塑性特征。主要的力学性能参见表3。

表3所得合金的主要力学性能

实施例4

合金的化学成分（质量百分比）为：5.2%Y、2.3%Nd、1.8%Zn，杂质元素Fe、Cu、Ni、Si的总量小于0.03%，余量为Mg。

制备合金的熔铸和加工工艺为：首先按配比称料，将Mg、Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金预热到250℃，然后将Mg放入含有已熔化熔剂的坩埚中，待Mg完全熔化后加入Zn，当熔体温度达到760℃时加入Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金，加入的中间合金熔化后，加入精炼剂精炼搅拌15min，除渣后在750℃静置40min，待温度降至720℃后，采用水冷模具浇铸成圆棒。所得铸棒在500℃匀质化处理15h后空冷，车削后在470℃进行挤压，挤压速率为1.2m/min，最后得到一种高应变速率超塑性镁-稀土合金材料。

该合金在室温至300℃具有高强耐热的特性，在350～450℃表现出超塑性特征。主要的力学性能参见表4。

表4所得合金的主要力学性能

Claims

1.一种超塑性高强耐热镁合金，其特征是：是以商业纯Mg、商业纯Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金为原料，合金元素熔化后进行精炼、扒渣，保温静置后降温，利用水冷模具进行冷却得到镁合金铸棒，所得镁合金铸棒经过高温匀质化处理后，在挤压机上热挤压成形所得到的质量百分含量为Y：6.0％，Nd：2.0％，Zn：1.8％，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si杂质总量小于0.03％，余量为Mg的具有条带状LPSO相的超塑性高强耐热镁合金。

2.一种超塑性高强耐热镁合金的制备方法，其特征是：

以商业纯Mg、商业纯Zn、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金为原料；按照产品的质量百分含量为Y：6.0％，Nd：2.0％，Zn：1.8％，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si杂质总量小于0.03％，余量为Mg的配比将原料混合；合金元素熔化后进行熔炼、扒渣，保温静置后降温，利用水冷模具进行冷却；所得镁合金铸棒经过高温匀质化处理后，在挤压机上热挤压成形得到产品；

所述热挤压的主要工艺参数为：挤压温度为420～470℃，挤压速率为1.2～1.5m/min。

3.根据权利要求2所述的超塑性高强耐热镁合金的制备方法，其特征是：熔炼中采用如下两种方式之一进行保护：一种是SF₆/CO₂气体保护，一种是熔剂保护。

4.根据权利要求2或3所述的超塑性高强耐热镁合金的制备方法，其特征是：热挤压的挤压比大于15。