CN112458348A - 一种镁合金半圆环型材及其制备方法 - Google Patents

一种镁合金半圆环型材及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明旨在提供一种镁合金半圆环型材的制备方法，选用的镁合金质量百分比成分为Al：3.5‑5.0％，Zn：2.0‑3.5％，Al含量与Zn含量总和为：6％≤Al+Zn≤8％，Mn：0.1‑0.8％，RE：0.01‑0.80％，Ca：0.001‑0.090％，其他不可避免的杂质元素，余量为镁，RE是稀土元素。针对新型Mg‑Al‑Zn系合金开发出对应的挤压工艺，成功制备出大规格中强镁合金半圆环型材，对推广高端镁合金材料的应用具有重要意义。

Description

一种镁合金半圆环型材及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种镁合金半圆环型材，特别涉及一种大规格中强镁合金半圆环型材及其制备方法，以及使用该型材的装置。
背景技术
镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料，其密度仅为铝合金的2/3、钢铁的1/4；同时镁合金具有比强度比刚度高、导热性好、电磁屏蔽及阻尼减震性能优、易于机加工等优势。在轻量化、节能减排大趋势下，航空航天、汽车、轨道交通领域对低成本高性能变形镁合金材料及其构件具有迫切需求，比如高铁、地铁用横纵梁型材、侧墙型材、地板导槽型材，航空航天及武器装备用紧固件、承载结构件等。
Mg-Al-Zn(AZ)系合金因其良好的塑性加工性能、耐蚀性能及导热性能，具有广阔的应用前景。其中，AZ31是一种常见的商用镁合金，但其力学性能较低，且基本无时效强化效果，难以满足航空航天、轨道交通等领域对结构材料力学性能的高要求。
挤压工艺可充分发挥材料塑性、改善合金组织性能、实现工业化连续生产，是制备镁合金型材理想的塑性加工方法。然而，大规格镁合金型材成形难度大、截面尺寸不稳定、平直度差、力学性能低。为了解决这些技术难题，本发明设计出一种新型Mg-Al-Zn系合金及其挤压工艺，成功制备出大规格中强镁合金半圆环型材，对推广高端镁合金材料的应用具有重要意义。
发明内容
有鉴于此，本发明旨在提供一种具有优良力学性能的大规格镁合金半圆环型材及其成形工艺，以满足航空航天、汽车、轨道交通领域对低成本高性能镁合金型材的迫切需求。
本发明提供一种镁合金半圆环型材的制备方法，选用的镁合金质量百分比成分为Al：3.5-5.0％
Zn：2.0-3.5％
Al含量与Zn含量总和为：6％≤Al+Zn≤8％
Mn：0.1-0.8％
RE：0.01-0.80％
Ca：0.001-0.090％
其他不可避免的杂质元素，余量为镁。
所述的RE指的是稀土元素。
制备过程还包括以下步骤：
(1)采用半连续铸造，制得镁合金铸棒；
(2)铸棒均匀化退火后加工得到挤压锭坯；
(3)挤压模具和挤压筒预热至330-390℃，锭坯加热至280-340℃，进行挤压，挤压比为6-12，挤压速度0.8-1.6mm/s，得到挤压半圆环型材；
(4)镁合金挤压型材在170-220℃等温时效处理6-20h，冷却。
进一步地，所述镁合金材料包含Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素，其中Fe≤0.005％，Si≤0.05％，Cu≤0.005％，Ni≤0.005％，杂质总含量不超过0.1％。
进一步地，所述合金成分Al的质量百分比为4.0-5.0％。
进一步地，所述合金成分Zn的质量百分比为2.0-3.0％。
进一步地，所述合金成分Al含量与Zn含量总和为：6.5％≤Al+Zn≤8.0％。
进一步地，所述合金成分Mn的质量百分比为0.2-0.6％。
进一步地，所述合金成分RE元素包括Gd、Y或两者混合元素，质量百分比为0.05-0.50％。
进一步地，当所述合金成分RE为Gd、Y两者混合时，其质量比为Gd:Y＝(0.01-100):1。
进一步地，所述合金成分Ca的质量百分比为0.002-0.060％。
所得挤压半圆环型材外径≥180mm、内径≥110mm、长度≥3000mm，型材纵向室温抗拉强度≥320MPa、屈服强度≥230MPa、伸长率≥16％。
进一步地，所述步骤(1)中采取的半连续铸造工艺，稳定浇铸时炉内熔体温度为670-695℃，拉锭速度为30-70mm/min。
进一步地，步骤(2)中的均匀化退火工艺为：400-430℃保温10-20h。
进一步地，步骤(1)得到直径Φ250-360mm、长度大于4000mm的镁合金铸棒。
进一步地，步骤(2)中在经机械车皮、超声探伤、锯切下料等检测、加工步骤后，得到直径Φ240-330mm、长度400-800mm的挤压锭坯。
进一步地，步骤(3)中的锭坯加工方式可以多样化，采用现有技术中的加热方式均可，能实现目标温度即可。优选的，所述的锭坯采用工频炉加热。
进一步地，所述步骤(3)的挤压模具和挤压筒预热至350-380℃，锭坯在工频炉加热至280-320℃保温10-30min后进行挤压。
进一步地，所述步骤(3)的挤压比为6-10，挤压速度0.8-1.3mm/s。
进一步地，所述步骤(3)的挤压模具采用半圆环模口偏心设计，即半圆环圆心偏离模具圆心的距离为半圆环外径的1/3-2/3。
进一步地，所述步骤(4)的挤压型材在180-210℃等温时效8-18h，空冷。
本发明还提供一种镁合金半圆环型材，选用的镁合金质量百分比成分为
Al：3.5-5.0％
Zn：2.0-3.5％
Al含量与Zn含量总和为：6％≤Al+Zn≤8％
Mn：0.1-0.8％
RE：0.01-0.80％
Ca：0.001-0.090％
其他不可避免的杂质元素，余量为镁。
挤压型材纵向室温抗拉强度≥320MPa、屈服强度≥230MPa、伸长率≥16％。
进一步地，所述镁合金材料包含Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素，其中Fe≤0.005％，Si≤0.05％，Cu≤0.005％，Ni≤0.005％，杂质总含量不超过0.1％。
进一步地，所述合金成分Al的质量百分比为4.0-5.0％。
进一步地，所述合金成分Zn的质量百分比为2.0-3.0％。
进一步地，所述合金成分Al含量与Zn含量总和为：6.5％≤Al+Zn≤8.0％。
进一步地，所述合金成分Mn的质量百分比为0.2-0.6％。
进一步地，所述合金成分RE元素包括Gd、Y或两者混合元素，质量百分比为0.05-0.50％。
进一步地，当所述合金成分RE为Gd、Y两者混合时，其质量比为Gd:Y＝(0.01-100):1。
进一步地，所述合金成分Ca的质量百分比为0.002-0.060％。
进一步地，所述镁合金半圆环型材采用上述方法制备得到。
本发明还提供一种装置，所述装置使用上述镁合金半圆环型材。
进一步地，所述装置为高铁、地铁、航空航天、武器装备领域的装置。
本发明特点在于：
针对一种新型稀土微合金化Mg-Al-Zn系合金，首次提出该合金半圆环型材的挤压成形工艺，解决了大规格镁合金半圆环型材成形困难、力学性能低的技术难题。
Al元素添加在镁合金中，可形成β-Mg17Al12相，提高合金室温强度；Zn的添加起到固溶强化作用，并降低Al在基体中的固溶度，促进时效过程β相的析出。Zn含量控制在2.0-3.5％之间，若含量过低，固溶强化及促进β相析出的效果减弱，合金力学性能降低；含量过高，半连续铸造时熔体流动性差，易出现热裂、疏松、冷隔等缺陷，难以制备大直径高品质锭坯，且对合金塑性加工性能产生不利影响。
本发明将合金中Al含量与Zn含量总和控制在6-8％之间，其作用在于：Al+Zn含量过低，固溶强化效果差，时效析出相较少，合金力学性能显著降低；Al+Zn含量过高，热变形时易形成粗大球状β相，合金延展性及可成形性降低、易开裂。将Al+Zn控制在6-8％之间，既可保证合金具有较高的力学性能，同时具有良好的加工塑性。
稀土微合金化可改善Mg-Al-Zn系合金力学性能和塑性加工性能，同时保证较低的材料成本。RE元素对力学性能的提高主要源于：(1)细化镁合金晶粒，实现细晶强化效果；(2)增加异质形核点，促进时效β相的析出，细化β连续析出相，改善时效强化效果；(3)Gd、Y在Mg中固溶度较高，且与Mg原子存在较大尺寸差异使镁晶格发生畸变，起到固溶强化效果。RE的添加改变Mg基体层错能，促进塑性变形时非基面滑移的启动，提高合金延展性及可成形性，降低开裂风险。
研究发现，该挤压型材因形成变形残余应力，两侧易沿径向收缩变形，尺寸结构稳定性降低；通过反复实验、不断调整优化，得到挤压和时效处理最佳配套工艺参数，有效消除挤压型材内部残余应力，改善尺寸结构稳定性，同时得到高力学性能。
本发明采用低温慢速挤压，有利于半圆环型材成形性，同时提高力学性能。当挤压比为6-12，低温(280-340℃)挤压合金动态再结晶程度高，再结晶晶粒长大速率慢而得到充分细化，同时晶粒基面倾向平行于挤压方向，形成强烈变形织构，细晶强化和织构强化使力学性能显著提高。若锭坯温度过低，挤压变形抗力和残余应力增大，且易形成粗大球状β动态分解相，不利于材料塑性加工性能，而动态分解相消耗大量基体中Al原子，使后续时效强化效果减弱；若温度过高，再结晶晶粒迅速长大，且晶粒取向更随机，变形织构弱化，力学性能显著降低。慢速(0.8-1.6mm/s)挤压使合金动态再结晶更充分，晶粒更均匀细小，并促进金属均匀流动，降低型材残余应力及开裂风险，使其获得较好的平直度。挤压速度过快，产生的变形热和摩擦热增加，挤压锭坯温度显著升高，型材表面易出现热裂；且晶粒长大，力学性能降低。
本发明挤压型材采用170-220℃等温时效6-20h，目的是提高力学性能和尺寸稳定性。若时效温度过低，达到峰值时效所需的时间显著增加，降低生产效率降低、实际成本增加，不利于工业生产，且残余应力未得到有效消除，两侧易沿径向收缩变形；若时效温度过高，析出相体积分数小，晶粒再结晶长大，力学性能提高幅度小，甚至出现下降。
有益效果：
本发明挤压模具采用半圆环模口偏心设计，使金属塑性流动更均匀，挤压过程更平顺，进而显著降低型材残余应力、提高尺寸稳定性和平直度。
附图说明
图1为本发明成形工艺制备的型材。
图2为本发明成形工艺挤压模具示意图。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
实施例所制备产品的抗拉强度、屈服强度、伸长率参照GB/T228.1-2010标准执行。
实施例1
以下以Mg-4.2Al-3.3Zn-0.6Mn-0.01Ca-0.54Gd(wt.％)合金半圆环型材为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为693℃，拉锭速度为45mm/min，得到直径Φ325mm，长度4500mm的镁合金铸棒；
2.铸棒在410℃均匀化退火16h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径Φ296mm，长度650mm的挤压锭坯；
3.挤压模具和挤压筒预热至355℃，锭坯在工频炉加热至310℃保温18min后进行挤压，挤压比为9.7，挤压速度0.8mm/s，得到外径185mm、内径120mm、长度大于3000mm的挤压半圆环型材，如图1所示；
4.挤压型材在200℃保温12h时效处理后，沿挤压方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
实施例2
以下以Mg-5.0Al-2.8Zn-0.4Mn-0.008Ca-0.2Y(wt.％)合金半圆环型材为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为675℃，拉锭速度为58mm/min，得到直径Φ270mm，长度5000mm的镁合金铸棒；
2.铸棒在420℃均匀化退火10h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径Φ242mm，长度500mm的挤压锭坯；
3.挤压模具和挤压筒预热至360℃，锭坯在工频炉加热至290℃保温15min后进行挤压，挤压比为6.3，挤压速度1.0mm/s，得到外径185mm、内径120mm、长度大于3000mm的挤压半圆环型材；
4.挤压型材在200℃保温12h时效处理后，沿挤压方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
实施例3
以下以Mg-3.9Al-2.7Zn-0.5Mn-0.066Ca-0.38Gd(wt.％)合金半圆环型材为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为688℃，拉锭速度为40mm/min，得到直径Φ350mm，长度4000mm的镁合金铸棒；
2.铸棒在420℃均匀化退火12h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径Φ324mm，长度700mm的挤压锭坯；
3.挤压模具和挤压筒预热至380℃，锭坯在工频炉加热至330℃保温20min后进行挤压，挤压比为11，挤压速度1.5mm/s，得到外径200mm、内径140mm、长度大于3000mm的挤压半圆环型材；
4.挤压型材在185℃保温16h时效处理后，沿挤压方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
对比例1
以下以Mg-4.2Al-3.3Zn-0.6Mn-0.01Ca-0.54Gd(wt.％)合金半圆环型材为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为693℃，拉锭速度为45mm/min，得到直径Φ325mm，长度4500mm的镁合金铸棒；
2.铸棒在410℃均匀化退火16h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径Φ296mm，长度650mm的挤压锭坯；
3.挤压模具和挤压筒预热至355℃，锭坯在工频炉加热至360℃保温18min后进行挤压，挤压比为9.7，挤压速度0.8mm/s，得到外径185mm、内径120mm、长度大于3000mm的挤压半圆环型材；
4.挤压型材在200℃保温12h时效处理后，沿挤压方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。由表可知，对比例1中型材纵向抗拉强度、屈服强度和伸长率均低于实施例1-3。
对比例2
以下以Mg-4.7Al-2.3Zn-0.2Mn-0.062Ca-0.05Gd-0.24Y(wt.％)合金半圆环型材为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为685℃，拉锭速度为70mm/min，得到直径Φ250mm，长度5000mm的镁合金铸棒；
2.铸棒在410℃均匀化退火16h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径Φ240mm，长度500mm的挤压锭坯；
3.挤压模具和挤压筒预热至350℃，锭坯在工频炉加热至310℃保温18min后进行挤压，挤压比为5，挤压速度1.0mm/s，得到外径190mm、内径110mm、长度大于3000mm的挤压半圆环型材；
4.挤压型材在200℃保温12h时效处理后，沿挤压方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。由表可知，对比例2中型材纵向抗拉强度、屈服强度和伸长率均低于实施例1-3。
对比例3
以下以Mg-4.2Al-3.3Zn-0.6Mn-0.01Ca-0.54Gd(wt.％)合金半圆环型材为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为693℃，拉锭速度为45mm/min，得到直径Φ325mm，长度4500mm的镁合金铸棒；
2.铸棒在410℃均匀化退火16h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径Φ296mm，长度650mm的挤压锭坯；
3.挤压模具和挤压筒预热至355℃，锭坯在工频炉加热至310℃保温18min后进行挤压，挤压比为9.7，挤压速度0.6mm/s，得到外径185mm、内径120mm、长度大于3000mm的挤压半圆环型材；
4.挤压板材在200℃保温12h时效处理后，沿挤压方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。由表可知，对比例3中型材纵向抗拉强度、屈服强度和伸长率均低于实施例1-3。
表1实施例/对比例中半圆环型材沿挤压方向拉伸力学性能
Figure BDA0002761555690000111
以上所述仅为本发明的优选实施例，并不用于限制本发明，对于本领域技术人员而言，本发明可以有各种改动和变化。凡在本发明的精神和原理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。

Claims (10)

1.一种镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：选用的镁合金质量百分比成分为Al：3.5-5.0％，Zn：2.0-3.5％，Al含量与Zn含量总和为：6％≤Al+Zn≤8％，Mn：0.1-0.8％，RE：0.01-0.80％，Ca：0.001-0.090％；
其他不可避免的杂质元素，余量为镁；
所述的RE指的是稀土元素；
制备过程还包括以下步骤：
(1)采用半连续铸造，制得镁合金铸棒；
(2)铸棒均匀化退火后加工得到挤压锭坯；
(3)挤压模具和挤压筒预热至330-390℃，锭坯加热至280-340℃，进行挤压，挤压比为6-12，挤压速度0.8-1.6mm/s，得到挤压半圆环型材；
(4)镁合金挤压型材在170-220℃等温时效处理6-20h，冷却。
2.如权利要求1所述的镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：所述合金成分质量百分比Al：4.0-5.0％，Zn：2.0-3.0％，Al含量与Zn含量总和为：6.5％≤Al+Zn≤8％，Mn：0.2-0.6％，RE：0.05-0.50％，Ca：0.002-0.060％；所述镁合金材料包含Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素，其中Fe≤0.005％，Si≤0.05％，Cu≤0.005％，Ni≤0.005％，杂质总含量不超过0.1％。
3.如权利要求1所述的镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：所述合金成分RE元素包括Gd、Y或两者混合元素，当所述合金成分RE为Gd、Y两者混合时，其质量比为Gd:Y＝(0.01-100):1。
4.如权利要求1所述的镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：所述步骤(1)中采取的半连续铸造工艺，稳定浇铸时炉内熔体温度为670-695℃，拉锭速度为30-70mm/min；步骤(2)中的均匀化退火工艺为：400-430℃保温10-20h。
5.如权利要求1所述的镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：步骤(1)得到直径Φ250-360mm、长度大于4000mm的镁合金铸棒；步骤(2)中在经机械车皮、超声探伤、锯切下料等检测、加工步骤后，得到直径Φ240-330mm、长度400-800mm的挤压锭坯；步骤(3)得到外径≥180mm、内径≥110mm、长度≥3000mm的半圆环型材。
6.如权利要求1所述的镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：所述步骤(3)的挤压模具和挤压筒预热至350-380℃，锭坯在工频炉加热至280-320℃保温10-30min后进行挤压。
7.如权利要求1所述的镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：所述步骤(3)的挤压比为6-10，挤压速度0.8-1.3mm/s。
8.如权利要求1所述的镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：所述步骤(3)的挤压模具采用半圆环模口偏心设计，即半圆环圆心偏离模具圆心的距离为半圆环外径的1/3-2/3。
9.如权利要求1所述的镁合金半圆环型材的制备方法，其特征在于：所述步骤(4)的挤压型材在180-210℃等温时效8-18h，空冷。
10.一种镁合金半圆环型材，其特征在于，采用如权利要求1-9中任一项所述的方法制备得到。
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