CN110468317A - 具有优异室温塑性的镁合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种具有优异室温塑性的镁合金，其特征在于，该镁合金为Mg‑Bi‑Gd‑Mn镁合金，其组分按重量百分比为：Bi 1～3％，Gd 1.5～4％，Gd≥1.5％，Mn 0.05～0.15％，余量为Mg，其中Bi/Gd含量比为0.25～2。该合金在室温下延伸率可以达到40％以上，展现出优异的室温塑性，是一种潜在的可用于进一步室温塑性加工或超塑性成型技术加工的镁合金材料；此外，该合金在浇铸和热处理过程中表现出优异的阻燃性能。

Description

具有优异室温塑性的镁合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属材料和金属材料加工领域，尤其涉及一种具有优异室温塑性的镁合金及其制备方法。

背景技术

能源、材料和信息是人类社会发展的三大支柱。随着铁矿石等资源的日趋紧消耗，以及节能减排形势的日益严峻，开发和利用资源丰富的镁基材料是必然趋势。在金属材料中，镁密度约为1.74g/cm³，是铝合金的2/3，钢铁的1/4，镁合金具有密度小，比强度、比刚度较高，电磁屏蔽效果佳，阻尼减震性好，容易回收再利用等一系列优点，被誉为“二十一世纪绿色金属工程材料”，在航空航天、武器装备、电子通讯和交通运输等领域具有广阔的应用前景。但绝对强度较低，耐蚀性差，室温成形能力差等原因大大限制了镁及其合金作为新型绿色材料的应用。

在高室温塑性镁合金开发方面，由于镁及其绝大多数合金的晶体结构为密排六方，低温(＜220℃)条件下主要为基面滑移，滑移系少导致其塑性不佳，且易在挤压或轧制过程中形成纤维织构或板织构，使合金进一步塑性变形能力变差。只有在较高温度下柱面滑移和锥面滑移系才能够启动，改善镁合金的塑性。但镁温度太高往往导致镁合金晶粒粗化，恶化了合金的力学性能(强度)，同时提高了合金加工成本。开发室温或较低温度下具有优异塑性能力的镁合金有利于实现镁合金在低温下甚至室温下的塑性加工，提高产品性能品质，同时降低生产的能耗等成本，极大促进镁及其合金作为新型绿色材料在汽车、轨道交通、航空等领域的广泛应用。因此，开发高室温塑性的镁合金对于进一步通过低温塑性变形提高镁合金强度，进而拓展镁合金的应用领域具有重要意义。

近年来，随着对交通运输工具轻量化要求的日益迫切，已有大量研究工作通过各种方法来制备高室温塑性镁合金，国内外逐渐有一些高室温塑性镁合金被陆续开发出来。

专利文献1(公开号：CN102061414A)公开了一种高塑性镁合金及其制备方法，其成分为：Al：0.5-2％，Mn：2％，Ca：0.02-0.1％，余量为镁，其室温延伸率可以达到25％。该合金成本较低，但延伸率仍偏低。

专利文献2(公开号：CN101381831A)公开了一种高塑性镁合金，该合金中镁、锌、锆的比例分别为80-83％、12-15％、2-8％，以及占质量比为23-27％的Li、占总质量比7-9％的锰、占总质量比4-6％的钇。通过熔炼、热处理和挤压，制得合金室温延伸率42-49。但合金中有大量的Li，熔炼过程需要先抽真空，或通氩气保护，需要严格控制含氧量。另一方面合金中有大量的Y稀土元素和Li，造成合金成本的提高。

专利文献3(公开号：CN102925771A)公开了一种高室温塑性镁合金材料及其制备方法：按质量百分比Li 1.0-5.0％，Al 2.5-3.5％，Zn 0.7-1.3％，Mn 0.2-0.5％，杂质≤0.3％，镁余量。通过将配方的纯锂和AZ31镁合金在抽真空并通入惰性气体的条件下熔炼制得，所得合金室温下延伸率在14-31％之间。合金熔炼工艺复杂，且整体室温延伸率仍然偏低。

这些已有相关高室温塑性的相关发明，所具有的室温塑性仍然偏低，为更好地满足消费电子、汽车等行业对高强镁合金低成本、易加工、高性能的要求，迫切需要开发出能够运用简单的生产加工过程制备出具有优异室温塑性的镁合金材料，这也将极大地拓展镁合金在未来进一步的推广应用，具有重大的经济和社会意义。

发明内容

本发明的目的是针对现有镁合金室温塑性低这一主要问题，提供一种具有优异室温塑性同时兼具优异阻燃性能的新型镁合金及其制备方法。该合金为一种Mg-Bi-Gd-Mn合金，在这个合金系中，用极其简单的加工手段，就可以得到室温塑性优异的变形镁合金，其室温延伸率达到50％以上，同时具有优异的阻燃性能。

本发明的一个方面，提供一种具有优异室温塑性的镁合金，该镁合金为Mg-Bi-Gd-Mn镁合金，其组分按重量百分比为：Bi 1～3％，Gd 1.5～4％，Gd≥1.5％，Mn 0.05～0.15％，余量为Mg，其中Bi/Gd含量比为0.25～2。

本发明的另一方面，提供一种具有优异室温塑性的镁合金的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：

1)配料：以纯Mg锭、纯Bi块、Mg-Gd中间合金和Mg-Mn中间合金为原料，按照权利要求1所述的镁合金的各组分的重量百分比进行配料；

2)熔炼：设定炉温700～730℃，待炉温升温至所设定的温度时，将预热的纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，待其熔化后，分别将预热的纯Bi块和预热的Mg-Gd中间合金加入到镁熔液中；接着升高熔炼温度至750～760℃，并保温5～15分钟，然后搅拌3～10分钟，静置3～10分钟，加入Mg-Mn中间合金，并保温5～15分钟，然后搅拌3～10分钟，将炉温降低至740～750℃，静置3～10分钟，通入氩气1～3分钟进行精炼除气处理；静置3～10分钟；

3)浇铸：将熔炼后的镁合金熔体浇铸到相应的模具中，制得铸态镁合金；

4)热处理：对步骤3)中得到的铸态镁合金进行固溶热处理，其中热处理温度为470～510℃，时间为7～12小时；

5)将步骤4)中固溶处理后的铸锭切割成相应的坯料并去皮；

6)挤压加工：将步骤5)得到的坯料在30分钟之内加热到所需挤压温度，放入挤压筒中，进行挤压变形加工，挤压变形速度为0.1～20m/min，挤压比为10～40，挤压温度为270～450℃，最后得到所述的Mg-Bi-Gd-Mn变形镁合金。

优选地，根据本发明的高强韧铸造镁合金的制备方法，所述的Mg-Gd中间合金为Mg-30Gd中间合金；

优选地，根据本发明的高强韧铸造镁合金的制备方法，所述的Mg-Mn中间合金为Mg-5Mn中间合金。

优选地，根据本发明的高强韧铸造镁合金的制备方法，所述的CO2/SF6混合气体组成优选为体积比CO2∶SF6＝100∶1。

优选地，根据本发明的高强韧铸造镁合金的制备方法，在步骤2)中，所述纯Mg锭的预热温度为200～300℃，所述纯Bi块的预热温度为50～70℃，所述Mg-Gd中间合金的预热温度为200～300℃。

优选地，根据本发明的高强韧铸造镁合金的制备方法，步骤2)中的熔炼过程是在CO₂/SF₆混合气体保护下进行的。

优选地，根据本发明的高强韧铸造镁合金的制备方法，步骤4)的热处理还包括：用40～80℃温水进行淬火。

优选地，根据本发明的高强韧铸造镁合金的制备方法，步骤4)的整个热处理过程均无需气体保护。

优选地，根据本发明的高强韧铸造镁合金的制备方法，步骤3)的浇铸过程无需气体保护。

与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：

1)本发明的镁合金以Bi、GD元素作为主要合金化元素，配合少量Mn元素的使用，通过简单的合金化手段，在铸造加工过程中，原位生成了BiGd相和Mg₃Bi₂相，二者竞争生长，抑制彼此的过度长大；这两种第二相在挤压过程中未被固溶进基体的部分被破碎成微米级颗粒后弥散分布在基体上，提供大量的相界面，促进动态再结晶，同时与热变形过程中动态析出的纳米级弥散均匀分布的Mg₃Bi₂相共同作用，有效钉扎晶界，阻碍位错的运动，抑制再结晶晶粒长大，使得变形后的合金具有均匀细小的完全再结晶组织；另一方面，部分固溶进基体的Bi元素和Gd元素可以改变合金中α-Mg相的轴比，从而在挤压加工中，激发更多滑移系，在合金中形成了弱的非基面织构，避免了强基面织构的产生。综合以上晶粒和第二相细化，织构优化等方面的效果，从而在该合金系列中开发出室温超塑性变形镁合金，室温(25℃)拉伸延伸率43％以上。

2)本发明合金同时具有优异的阻燃性能，在浇铸阶段和热处理阶段均不用需要保护气体，既保证了合金生产过程的稳定性，降低了加工成本，又避免了合金使用过程中的燃烧问题。

3)本发明合金中的Mg₃Bi₂相(熔点823℃)和BiGd相具有较高的熔点，使合金可以在更高的温度下进行热加工变形，从而减少热变形抗力，提高加工或生产效率。

4)本发明镁合金制备工艺简单，突破了大多数高室温塑性镁合金所要求的大塑性变形等特殊加工方式来获取细小晶粒进而提高塑性的限制，现有的镁合金挤压设备都可对其进行连续加工生产，无需额外改进，对生产设备的要求低。

附图说明

图1为根据本发明的实施例1的镁合金平行于挤压方向的显微组织。

图2为根据本发明的实施例2的镁合金平行于挤压方向的显微组织

图3为根据本发明的实施例3的镁合金平行于挤压方向的显微组织。

具体实施方式

下面通过具体实施例和附图对本发明(的技术方案)做进一步说明，以下实施例均在本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。

镁合金的室温塑性与合金中晶粒大小、晶粒均匀性、第二相的种类、尺寸、数量、分布以及合金的织构类型密切相关。高塑性镁合金需要控制并得到均匀细小的晶粒组织，一般通过在热变形过程中发生动态再结晶达到。在挤压等热加工过程中，粗大的第二相会被破碎细化，并且弥散分布于镁合金基体当中，进一步提高合金的力学性能。动态再结晶晶粒的长大若受到抑制，则易于获得细小晶粒。而具有较好热稳定性的第二相，可以在挤压过程中促进动态再结晶形核，抑制再结晶晶粒的长大。挤压镁合金经常存在较强的基面织构，导致合金的室温塑性降低，可以通过优化合金的织构来激发合金在外力下激活更多滑移系，从而提高合金的塑性变形能力。

本发明的镁合金以Bi和GD为主要合金化元素，该镁合金为Mg-Bi-Gd-Mn镁合金，其组分按重量百分比(wt％)为：Bi 1～3％，Gd 1.5～4％，Gd≥1.5％，Mn 0.05～0.15％，余量为Mg，其中Bi/Gd含量比为0.25～2。

在本发明中，合金熔体中的Mg、Bi、GD、Mn在熔体温度和介质条件下发生复杂的物理化学反应，在凝固过程中，原位生成了高热稳定性的BiGd相，部分Bi元素与合金中的Mg生成Mg₃Bi₂相。两种物相的竞争生长避免了Mg₃Bi₂相的过度长大，在挤压过程中未被固溶进基体的第二相会被破碎成微米级颗粒后弥散分布在基体上，提供大量的相界面，促进动态再结晶，同时与热变形过程中动态析出的纳米级弥散均匀分布的Mg₃Bi₂相共同作用，有效钉扎晶界，阻碍位错的运动，抑制再结晶晶粒长大，使得变形后的合金具有均匀细小的完全再结晶组织；Gd元素、Bi元素和Mn元素的联合存在使得合金中α-Mg的轴比发生了变化，从而改变了合金在力作用下(挤压)过程中的变形机制，在合金中形成弱的非基面织构，避免了强纤维织构的存在，使得挤压后的合金的织构得到优化。

下面，对本发明的具有优异室温塑性的镁合金的制备方法进行描述。

1)配料：以纯Mg锭、纯Bi块、Mg-Gd中间合金和Mg-Mn中间合金为原料，按照镁合金的各组分的重量百分比为Bi 1～3％、Gd 1.5～4％、Gd≥1.5％、Mn 0.05～0.15％，余量为Mg(其中Bi/Gd含量比为0.25～2)进行配料。

2)熔炼：设定炉温700～730℃，待炉温升温至所设定的温度时，将预热的纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，待其熔化后，分别将预热的纯Bi块和预热的Mg-Gd中间合金加入到镁熔液中；接着升高熔炼温度至750～760℃，并保温5～15分钟，然后搅拌3～10分钟，静置3～10分钟，加入Mg-Mn中间合金，并保温5～15分钟，然后搅拌3～10分钟，将炉温降低至740～750℃，静置3～10分钟，通入氩气1～3分钟进行精炼除气处理；静置3～10分钟。

本发明合金熔炼时比较均匀稳定，由于主合金化元素Bi的熔点(271.3℃)较低，很容易使合金熔体均匀；同时由于有Gd元素和Bi元素在镁合金中的联合存在，起到了良好的阻燃作用，熔体也较稳定。

3)浇铸：将熔炼后的镁合金熔体浇铸到相应的模具中，制得铸态镁合金。

4)热处理：对步骤3)中得到的铸态镁合金进行固溶热处理，其中固溶热处理温度为470～510℃，时间为7～12小时。

5)将步骤4)中固溶处理后的铸锭切割成相应的坯料并去皮。

6)挤压加工：将步骤5)得到的坯料在30分钟之内加热到所需挤压温度，放入挤压筒中，进行挤压变形加工，挤压变形速度为0.1～20m/min，挤压比为10～40，挤压温度为270～450℃，最后得到所述的Mg-Bi-Gd-Mn变形镁合金。

本发明的合金经固溶、挤压成形后，室温(25℃)下延伸率大于40％。

下面，选取三种合金成分Mg-2Bi-3Gd-0.06Mn(wt％)(合金1)、Mg-1.5Bi-1.5Gd-0.08Mn(合金2)、Mg-1Bi-1.5Gd-0.05Mn(wt％)(合金3)作为典型例子，来对本发明进行详细说明。

按照本发明的技术方案，以纯Mg(99.8wt％)锭、纯Bi(99wt％)块、Mg-30Gd(Gd元素实际检测含量为30.03wt％)中间合金以及Mg-5Mn(Mn实际检测含量为4.98wt％)中间合金为合金化原料，经熔炼制成低成本镁合金铸锭；将经过固溶处理和去皮处理的坯料放入箱式电阻炉中迅速加热到挤压温度300℃，然后采用挤压加工将镁合金坯料变形加工成棒材，挤压速度为5m/min，挤压比为36，挤压后棒材采用风冷。并对挤压棒材进行力学性能测试，实施例及对比例AZ31的室温力学性能测试结果见表1。

实施例1

(1)设计选取Mg-2Bi-3Gd-0.06Mn(wt％)合金成分配比成镁合金，制备方法包括以下步骤：

1)配料：以纯Mg锭、纯Bi块、Mg-30Gd中间合金以及Mg-5Mn中间合金为原料，经过表面预处理后(如去除污物，氧化皮等，以下实施例同)，按上述目标成分进行配料；

2)熔炼：设定炉温700～730℃(例如700℃)，待炉温升温至预定温度时，将预热到200℃的纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，待其熔化后，分别将预热到50℃的纯Bi块、预热到200℃的Mg-Gd中间合金加入到镁熔液中；接着升高熔炼温度至750～760℃(例如750℃)，并保温10分钟，然后搅拌5分钟，静置5分钟，加入Mg-5Mn中间合金，并保温10分钟，然后搅拌5分钟，将炉温降低至740～750℃(例如740℃)，静置10分钟，通入氩气2分钟进行精炼除气处理；静置10分钟。整个熔炼过程在CO₂/SF₆混合气体保护下进行。

3)浇铸：将静置后的镁合金熔体浇铸到相应的模具中，制得铸态镁合金；其中，该浇铸过程无需气体保护。

4)均匀化处理：随炉加热步骤3)所得合金铸锭至480℃，并在此温度保温12小时进行均匀化处理，然后将试样投入50℃温水中进行淬火处理，其中上述加热过程的升温时间为60分钟；整个热处理过程不需要气体保护，在炉膛自然氛围下进行即可。

5)机加工：车削加工去除步骤4)所得合金铸锭表面的氧化层，并加工成适合挤压加工的尺寸；

6)挤压加工：用挤压机将步骤5)所得合金挤压成棒材，挤压时主要工艺参数：坯料温度300℃，挤压筒温度300℃，模具温度300℃，挤压速度7m/min，挤压比36，将变形坯料加热30分钟，达到所需挤压温度300℃，挤压材采用空冷冷却，即获得具有优异室温塑性的镁合金材料。

(2)合金性能测试及微观组织分析

从通过该实施例1的制备方法获得的挤压镁合金棒材截取长为85mm的试样，加工成直径为6mm，标距长为35mm的圆棒状拉伸试样，在室温(25℃)下进行拉伸试验，拉伸速度1mm/min，试样圆棒的轴线方向与材料的挤压流线方向相同。测得本发明所述镁合金的抗拉强度为175.9MPa，屈服强度为117.6MPa，延伸率为40.8％(表1)。该实施例所得镁合金具有很大的室温延伸率。图1为本实施例所制得的Mg-2Bi-3Gd-0.06Mn(wt％)镁合金平行于挤压方向的显微组织形貌，从该金相图中还可以看出，合金在挤压过程中发生了完全动态再结晶，第二相弥散分布在基体当中。这也是该合金具有超高强度的原因。

实施例2

(1)设计选取Mg-1.5Bi-1.5Gd-0.08Mn(wt％)合金成分配比成镁合金，制备方法包括以下步骤：

1)配料：以纯Mg锭、纯Bi块、Mg-30Gd中间合金以及Mg-5Mn中间合金为原料，经过表面预处理后(如去除污物，氧化皮等)，按上述目标成分进行配料；

2)熔炼：设定炉温700～730℃(例如720℃)，待炉温升温至预定温度时，将预热到200℃的纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，待其熔化后，分别将预热到50℃的纯Bi块、预热到200℃的Mg-Gd中间合金加入到镁熔液中；接着升高熔炼温度至750～760℃(例如755℃)，并保温10分钟，然后搅拌5分钟，静置5分钟，加入Mg-5Mn中间合金，并保温10分钟，然后搅拌5分钟，将炉温降低至740～750℃(例如740℃)，静置10分钟，通入氩气2分钟进行精炼除气处理；静置10分钟。整个熔炼过程在CO₂/SF₆混合气体保护下进行；

3)浇铸：将静置后的镁合金熔体浇铸到相应的模具中，制得铸态镁合金；该浇铸过程无需气体保护；

4)均匀化处理：随炉加热步骤3)所得合金铸锭至480℃，并在此温度保温12小时进行均匀化处理，然后将试样投入50℃温水中进行淬火处理，其中上述加热过程的升温时间为60分钟；整个热处理过程不需要气体保护，在炉膛自然氛围下进行即可。

5)机加工：车削加工去除步骤4)所得合金铸锭表面的氧化层，并加工成适合挤压加工的尺寸；

6)挤压加工：用挤压机将步骤5)所得合金挤压成棒材，挤压时主要工艺参数：坯料温度300℃，挤压筒温度300℃，模具温度300℃，挤压速度5m/min，挤压比36，将变形坯料加热30分钟，达到所需挤压温度300℃，挤压材采用空冷冷却，即获得具有优异室温塑性的镁合金材料。

(2)合金性能测试及微观组织分析

从通过该实施例2的制备方法中获得的挤压镁合金棒材截取长为85mm的试样，加工成直径为6mm，标距长为35mm的圆棒状拉伸试样，在室温(25℃)下进行拉伸试验，拉伸速度1mm/min，试样圆棒的轴线方向与材料的挤压流线方向相同。测得本发明所述镁合金的抗拉强度为169.4MPa，屈服强度为113.2MPa，延伸率为42.5％(表1)。该实施例所得镁合金具有很大的室温延伸率。图2为本实施例所制得的Mg-1.5Bi-1.5Gd-0.08Mn(wt％)镁合金平行于挤压方向的显微组织形貌，从该金相图中还可以看出，合金在挤压过程中发生了完全动态再结晶，第二相弥散分布在基体当中。

实施例3

(1)设计选取Mg-1Bi-1.5Gd-0.05Mn(wt％)合金成分配比成镁合金，制备方法包括以下步骤：

1)配料：以纯Mg锭、纯Bi块、Mg-30Gd中间合金以及Mg-5Mn中间合金为原料，经过表面预处理后(如去除污物，氧化皮等)，按上述目标成分进行配料；

2)熔炼：设定炉温700～730℃(例如730℃)，待炉温升温至预定温度时，将预热到200℃的纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，待其熔化后，分别将预热到50℃的纯Bi块、预热到200℃的Mg-Gd中间合金加入到镁熔液中；接着升高熔炼温度至750～760℃(例如760℃)，并保温10分钟，然后搅拌5分钟，静置5分钟，加入Mg-5Mn中间合金，并保温10分钟，然后搅拌5分钟，将炉温降低至740～750℃(例如750℃)，静置10分钟，通入氩气2分钟进行精炼除气处理；静置10分钟。整个熔炼过程在CO₂/SF₆混合气体保护下进行；

3)浇铸：将静置后的镁合金熔体浇铸到相应的模具中，制得铸态镁合金；浇铸过程无需气体保护；

4)均匀化处理：随炉加热步骤3)所得合金铸锭至480℃，并在此温度保温12小时进行均匀化处理，然后将试样投入50℃温水中进行淬火处理，其中升温时间为60分钟；整个热处理过程不需要气体保护，在炉膛自然氛围下进行即可。

5)机加工：车削加工去除步骤4)所得合金铸锭表面的氧化层，并加工成适合挤压加工的尺寸；

6)挤压加工：用挤压机将步骤5)所得合金挤压成棒材，挤压时主要工艺参数：坯料温度300℃，挤压筒温度300℃，模具温度300℃，挤压速度7m/min，挤压比36，将变形坯料加热30分钟，达到所需挤压温度300℃，挤压材采用空冷冷却，即获得具有优异室温塑性的镁合金材料。

(2)合金性能测试及微观组织分析

从根据本实施例3的制备方法获得的挤压镁合金棒材截取长为85mm的试样，加工成直径为6mm，标距长为35mm的圆棒状拉伸试样，在室温(25℃)下进行拉伸试验，拉伸速度1mm/min，试样圆棒的轴线方向与材料的挤压流线方向相同。测得本发明所述镁合金的抗拉强度为165.3MPa，屈服强度为101.4MPa，延伸率为43.4％(表1)。该实施例所得镁合金具有很大的室温延伸率。图3为本实施例所制得的Mg-1Bi-1.5Gd-0.05Mn(wt％)镁合金平行于挤压方向的的显微组织形貌，从该金相图中还可以看出，与实施例1和实施例2合金相似，该实施例合金在挤压过程中发生了完全动态再结晶，第二相弥散分布在基体当中。

对比例

对比例为一种目前商用挤压镁合金：Mg-2.8Al-0.9Zn-0.3Mn(wt％)AZ31镁合金。对比例(在与实施例2相同加工条件下得到)抗拉强度为223.7MPa，屈服强度为203.5MPa，延伸率为20.2％(表1)。对比可见，本发明的新型镁合金室温延伸率相比对比例合金有极为显著的提升。

表1 实施例及对比例的室温力学性能测试结果

上述实施例中所用的原材料和设备均通过公知的途径获得，所用的操作工艺是本技术领域的技术人员所能掌握的。另外，上述制备方法中给出的各数值仅是示例，本发明不限于此。

根据本发明的具有优异室温塑性的镁合金，由于有Gd元素和Bi元素在镁合金中的联合存在，起到了良好的阻燃作用，熔体也较稳定，该合金经固溶、挤压成形后，室温(25℃)下延伸率大于40％。

另外，本发明的镁合金合金同时具有优异的阻燃性能，在浇铸阶段和热处理阶段均不用需要保护气体，既保证了合金生产过程的稳定性，降低了加工成本，又避免了合金使用过程中的燃烧问题。

此外，本发明镁合金制备工艺简单，突破了大多数高室温塑性镁合金所要求的大塑性变形等特殊加工方式来获取细小晶粒进而提高塑性的限制，现有的镁合金挤压设备都可对其进行连续加工生产，无需额外改进，对生产设备的要求低

本发明的新型高室温塑性阻燃镁合金，兼具优异室温塑性和阻燃性能，加工过程的经济成本和环境代价小，在使用过程中可以避免燃烧的隐患，可作为交通运输、航空航天、计算机、通讯和消费类电子产品的零部件材料使用。

上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让本领域的普通技术人员了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所做的等效变换或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种具有优异室温塑性的镁合金，其特征在于，该镁合金为Mg-Bi-Gd-Mn镁合金，其组分按重量百分比为：Bi 1～3％，Gd 1.5～4％，Gd≥1.5％，Mn 0.05～0.15％，余量为Mg，其中Bi/Gd含量比为0.25～2。

2.一种具有优异室温塑性的镁合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下步骤：

1)配料：以纯Mg锭、纯Bi块、Mg-Gd中间合金和Mg-Mn中间合金为原料，按照权利要求1所述的镁合金的各组分的重量百分比进行配料；

2)熔炼：设定炉温700～730℃，待炉温升温至所设定的温度时，将预热的纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，待其熔化后，分别将预热的纯Bi块和预热的Mg-Gd中间合金加入到镁熔液中；接着升高熔炼温度至750～760℃，并保温5～15分钟，然后搅拌3～10分钟，静置3～10分钟，加入Mg-Mn中间合金，并保温5～15分钟，然后搅拌3～10分钟，将炉温降低至740～750℃，静置3～10分钟，通入氩气1～3分钟进行精炼除气处理；静置3～10分钟；

3)浇铸：将熔炼后的镁合金熔体浇铸到相应的模具中，制得铸态镁合金；

4)热处理：对步骤3)中得到的铸态镁合金进行固溶热处理，其中热处理温度为470～510℃，时间为7～12小时；

5)将步骤4)中固溶处理后的铸锭切割成相应的坯料并去皮；

6)挤压加工：将步骤5)得到的坯料在30分钟之内加热到所需挤压温度，放入挤压筒中，进行挤压变形加工，挤压变形速度为0.1～20m/min，挤压比为10～40，挤压温度为270～450℃，最后得到所述的Mg-Bi-Gd-Mn变形镁合金。

3.根据权利要求2所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，所述的Mg-Gd中间合金为Mg-30Gd中间合金。

4.根据权利要求2所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，所述的Mg-Mn中间合金为Mg-5Mn中间合金。

5.根据权利要求2所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，所述的CO2/SF6混合气体组成优选为体积比CO2∶SF6＝100∶1。

6.根据权利要求2所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，在步骤2)中，所述纯Mg锭的预热温度为200～300℃，所述纯Bi块的预热温度为50～70℃，所述Mg-Gd中间合金的预热温度为200～300℃。

7.根据权利要求2所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤2)中的熔炼过程是在CO₂/SF₆混合气体保护下进行的。

8.根据权利要求2所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤4)的热处理还包括：用40～80℃温水进行淬火。

9.根据权利要求2所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤4)的整个热处理过程均无需气体保护。

10.根据权利要求2所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤3)的浇铸过程无需气体保护。