本發(fā)明涉及一種鎂合金，特別涉及一種高強(qiáng)度高塑性變形鎂合金材料及制備方法。

背景技術(shù)：

：鎂合金是最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料之一，具有高的比強(qiáng)度和比剛度，出色的尺寸穩(wěn)定性和優(yōu)良的減震性。同時(shí)，相比塑料，其回收性更勝一籌，無(wú)環(huán)境污染，被譽(yù)為“21世紀(jì)重要的綠色工程金屬結(jié)構(gòu)材料”。近年來，隨著能源資源日趨緊張，鎂合金有望在汽車、電子、電器、航天航空領(lǐng)域獲得廣泛應(yīng)用。低強(qiáng)度是限制鎂合金廣泛應(yīng)用的關(guān)鍵，普通鎂合金(目前商用高強(qiáng)鎂合金材料mg-zn-zr合金，其典型的合金牌號(hào)如zk60，該合金抗拉強(qiáng)度只有340mpa)的絕對(duì)強(qiáng)度為100-350mpa，遠(yuǎn)低于鋼的1000mpa和鋁合金的600mpa，嚴(yán)重影響鎂合金的使用范圍。為了發(fā)展高強(qiáng)度鎂合金，通常在鎂合金中加入大量的gd，y等重稀土元素，鎂合金的強(qiáng)度大大提高，同時(shí)，通過時(shí)效處理可進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度。t.homma等人開發(fā)的mg-10gd-5.7y-1.6zn-0.6zr合金，擠壓態(tài)下其強(qiáng)度可達(dá)542mpa，屈服強(qiáng)度可達(dá)473mpa；c.xu等人研究的mg-8.2gd-3.8y-1.0zn-0.4zr經(jīng)過擠壓，軋制，時(shí)效后其抗拉強(qiáng)度可達(dá)505mpa，屈服強(qiáng)度可達(dá)416mpa，y.kawamura等在材料學(xué)報(bào)-第42卷第7期第1172～1176頁(yè)上發(fā)表的文章“rapidlysolidifiedpowdermetallurgymg97zn1y2alloyswithexcellenttensileyieldstrengthabove600mpa”中公開了一種采用快速冷卻和粉末冶金(rsp/m)技術(shù)制備的mg97zn1y2鎂合金，該鎂合金雖然強(qiáng)度高達(dá)610mpa。雖然這些合金強(qiáng)度非常高，但是其塑性卻不是非常理想，同時(shí)，由于大量重稀土元素的加入以及復(fù)雜的制備工藝，成本也大大提高，難以在工業(yè)上廣泛應(yīng)用。在鎂合金mg-y-zn中，當(dāng)y/zn的原子比大于1時(shí)，會(huì)生成lpso相（長(zhǎng)周期有序結(jié)構(gòu)，最常見的有18r和14h型，化學(xué)式為mg12yzn），能顯著提高合金的力學(xué)性能。研究表明，降低層錯(cuò)能（sfe）可以產(chǎn)生更多的層錯(cuò)以及l(fā)pso結(jié)構(gòu)。合金元素對(duì)鎂合金中的層錯(cuò)能有顯著影響。在特定情況下，zn和y等元素能大大降低sfe，因此lpso結(jié)構(gòu)在mg-y-zn合金中比較容易出現(xiàn)。但是，傳統(tǒng)的mg-y-zn合金中，如果只是通過退火和擠壓的工序，lpso結(jié)構(gòu)并不能充分形成，因此其強(qiáng)度和塑性并不能得到充分的發(fā)揮，比如mg-3y-2zn合金退火擠壓后，雖然塑性能達(dá)到20%，但是抗拉強(qiáng)度僅有320mpa，而mg-6y-2zn合金通過退火擠壓后強(qiáng)度能達(dá)到360mpa，但是塑性只有8%。而y.kawamura公布的mg-6y-2zn合金雖然強(qiáng)度能達(dá)到600mpa，但是其加工制造成本太高，難以工業(yè)化生產(chǎn)。目前，要獲得強(qiáng)度較高的mg-y-zn合金必須通過復(fù)雜的工藝流程或者添加合適的微量元素。通過第一性原理的計(jì)算，sn元素能顯著降低鎂合金中層錯(cuò)能，特別是基面{0001}<11-20>和錐面{11-22}<11-23>滑移系。因此，向mg-y-zn中加入sn不僅可以促進(jìn)層錯(cuò)和lpso相的生成，而且還能顯著細(xì)化晶粒，同時(shí)，sn還能與zn，y等元素結(jié)合生成含sn的高溫相，阻止位錯(cuò)滑移，提高力學(xué)性能。技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：本發(fā)明的目的是提供一種高強(qiáng)度高塑性變形鎂合金材料及制備方法，本發(fā)明采用sn元素及熱處理對(duì)mg-y-zn合金進(jìn)行顯微組織的調(diào)控，sn元素能極大促進(jìn)退火后mg-y-zn合金中l(wèi)pso的形成，并生成一些高溫合金相。熱擠壓后，晶粒顯著細(xì)化，lpso的高強(qiáng)度高韌性及含sn的高溫合金相的彌散強(qiáng)化作用能有效阻止熱擠壓過程中再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大，同時(shí)，在lpso層狀結(jié)構(gòu)中析出的具有很高強(qiáng)度和塑性的ｉ-相，大大提高了合金的強(qiáng)度以及塑性。熱擠壓后其抗拉強(qiáng)度達(dá)到400mpa，延伸率最高可達(dá)到19%，顯著高于傳統(tǒng)商用高強(qiáng)度zk60變形鎂合金，且成本相比于常用高強(qiáng)鎂合金較低。本發(fā)明所述合金的制備方法簡(jiǎn)單，具有極大的應(yīng)用潛力。高強(qiáng)度高塑性變形鎂合金各組分的重量百分含量為：sn：0.1～0.5%；zn：1.5～3.0%；y:2.5～8.0%；不可避免的雜質(zhì)≤0.10%；其余為mg，該合金經(jīng)退火處理和熱擠壓得到。較好的技術(shù)方案是，所述合金中各組分的重量百分含量為：sn0.3~0.36%；zn1.96~2.0%；y3.0~6.0%；不可避免的雜質(zhì)≤0.10%；余量為mg。較好的技術(shù)方案是，所述合金中各組分的重量百分含量為：sn0.3%；zn2.0%；y3.0%；不可避免的雜質(zhì)≤0.10%；余量為mg。所述不可避免的雜質(zhì)為fe，si，cr，其含量≤0.10%，雜質(zhì)中各組分的重量百分含量為：fe＜0.028%，si＜0.030%，cr＜0.018%。高強(qiáng)度高塑性變形鎂合金的制備方法有以下步驟：1）按上述配比，取各組份原料，在氬氣保護(hù)氣氛下熔煉，溫度為740～750℃；2）各組分原料全部熔化后，保溫5min，溫度為720℃；3）合金溶液空冷至室溫，得到mg-y-zn-sn實(shí)心合金鑄錠；4）退火處理將步驟3）所得的實(shí)心合金鑄錠在500℃下保溫6h，空冷至室溫；5）熱擠壓將步驟4）鑄錠在350~400℃預(yù)熱1小時(shí)，熱擠壓，得到高強(qiáng)度高塑性變形鎂合金。步驟5）所述的熱擠壓的擠壓溫度為400~450℃，擠壓比為25:1，擠壓速率為0.60~1.20m/min。冶煉時(shí)，sn，zn以純sn和純zn加入，y以mg-30wt.%y中間合金形式加入，mg采用工業(yè)純鎂。本發(fā)明的有益效果：1.本發(fā)明向鎂合金mg-y-zn中加入少量的sn元素，該合金在鑄態(tài)下會(huì)形成sn3y5相以及大量的18r型的lpso相分布在晶界。在500℃退火6小時(shí)后，大量平行的層狀結(jié)構(gòu)的14h型的lpso相在晶粒中析出，同時(shí)另一種高溫相mg-y-sn-zn以包圍著sn3y5的形式析出。在擠壓態(tài)合金中，高溫相mg-y-sn-zn被擠碎成細(xì)小的顆粒，沿著擠壓方向呈流線分布，而sn3y5相未被擠碎，呈顆粒狀均勻分布在基體中，強(qiáng)化基體，同時(shí)能有效促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，阻礙晶粒的長(zhǎng)大，得到非常細(xì)小的再結(jié)晶晶粒（1～3um）。退火過程中形成的平行的層狀結(jié)構(gòu)的14h型的lpso相以及在鑄態(tài)下形成的18r型的lpso相在擠壓過程中沿著擠壓方向分布，形成流線結(jié)構(gòu)。在mg-3y-2zn合金中一些lpso相發(fā)生扭折，部分扭折角度甚至達(dá)到45°，顯示出極高的塑性。在lpso相的層狀結(jié)構(gòu)之間，析出一種塑性極好的i相（準(zhǔn)晶），部分i相的扭曲度達(dá)90°，極大提高合金的塑性，使得本發(fā)明合金具有高強(qiáng)度和高塑性。申請(qǐng)人的實(shí)驗(yàn)表明，經(jīng)擠壓之后，屈服強(qiáng)度最高可達(dá)302mpa，抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)400mpa，明顯高于傳統(tǒng)商用高強(qiáng)變形鎂合金zk6o的屈服強(qiáng)度，同時(shí)具有非常理想的延伸率，應(yīng)用前景廣闊。2.本發(fā)明工藝簡(jiǎn)單，在500℃退火6h后即可擠壓，與現(xiàn)有的高強(qiáng)鎂合金的制備方法相比較，本發(fā)明的制備工藝簡(jiǎn)單，容易操作和調(diào)控，所采用的設(shè)備如熔煉爐，熱擠壓機(jī)，油浴爐均為常規(guī)通用設(shè)備，具有可移植性強(qiáng)的特點(diǎn)。且對(duì)于一般的稀土鎂合金成本較低，應(yīng)用價(jià)值較大。附圖說明圖１為本發(fā)明所述合金鑄態(tài)的顯微組織，其中ａ為mg-3y-2zn-0.3sn（實(shí)施例1）的鑄態(tài)組織，b為mg-4.5y-2zn-0.3sn（實(shí)施例2）的鑄態(tài)組織，c為mg-6y-2zn-0.3sn（實(shí)施例3）的鑄態(tài)組織；圖２為本發(fā)明所述合金退火態(tài)的顯微組織，其中ａ為mg-3y-2zn-0.3sn的退火組織，b為mg-4.5y-2zn-0.3sn的退火組織，c為mg-6y-2zn-0.3sn的退火組織；圖３為合金擠壓后的顯微組織，其中a，b分別為mg-3y-2zn-0.3sn橫截面和縱截面（沿?cái)D壓方向）的顯微組織；c，d分別為mg-4.5y-2zn-0.3sn橫截面和縱截面的顯微組織；e，f分別為mg-6y-2zn-0.3sn橫截面和縱截面的顯微組織；圖４為mg-3y-2zn-0.3sn合金擠壓態(tài)高倍下的顯微組織，其中a為縱截面高倍顯微組織，b為橫截面高倍顯微組織，c為i相高倍顯微組織。圖5為本發(fā)明所述合金鑄態(tài)的xrd圖譜。具體實(shí)施方式實(shí)施例：mg-y-zn-sn合金中各組分的重量百分含量，見表1：表1重量百分比含量% yznsnmg實(shí)施例13.02.00.394.7實(shí)施例24.52.00.393.2實(shí)施例36.02.00.391.7按照實(shí)例1~3中的成分，選擇本發(fā)明所需要的原材料，制備合金前的準(zhǔn)備工作包括：打磨，去除原材料的表面的氧化物、雜質(zhì)，然后以下面的方式進(jìn)行熔煉以及加工。第一步：取各組份原料，置入真空電磁感應(yīng)爐中，在氬氣保護(hù)氣氛下熔煉，溫度為740～750℃；第二步：合金全部熔化后，保溫5min，溫度為720℃，使合金更加均勻化；第三步：取出盛有合金溶液的鋼坩堝，放入鹽水中快冷約1分鐘，得到mg-y-zn-sn的ф85mm的實(shí)心合金鑄錠；第四步：退火處理，將第三步得到的ф85mm的實(shí)心合金鑄錠在500℃下保溫6h然后空冷。第五步：熱擠壓，擠壓前將退火處理后的鑄錠和擠壓模具在350~400℃預(yù)熱1小時(shí),擠壓溫度為400~450℃，擠壓比為25:1,擠壓速率為0.60~1.20m/min,獲得直徑為16mm的鎂合金棒材。采用xrf-1800ccde型x射線熒光光譜儀，蔡司axiovert40mat金相顯微鏡，tescanvegaii掃描電子顯微鏡及l(fā)ibra200fe場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡對(duì)合金的成分、組織進(jìn)行分析；采用新三思cmt-5105微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)測(cè)試合金的力學(xué)性能。表2本發(fā)明所述低稀土高強(qiáng)度高塑性鎂合金的力學(xué)性能合金屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa抗拉強(qiáng)度σb/mpa延伸率δ/%商用zk60250-270320-34010-15實(shí)施例125038118.9實(shí)施例228537811.5實(shí)施例33024008.0表2列出了商用zk60合金與本實(shí)施例合金性能對(duì)比，可見,本發(fā)明的合金(實(shí)施例1~3)具有比商用高強(qiáng)變形鎂合金zk60(時(shí)效態(tài))更高的強(qiáng)度,特別是抗拉強(qiáng)度,顯著高于zk6o鎂合金，實(shí)施例1的鎂合金延伸率達(dá)19%左右，且抗拉強(qiáng)度也顯著高于zk60，是一種強(qiáng)度和塑形均優(yōu)異的新型鎂合金材料。本發(fā)明的鎂合金材料制備方法簡(jiǎn)單，可用于工業(yè)化生產(chǎn)。從xrd圖譜中可以看出（圖5），實(shí)施例中的合金由mg基體，mg12yzn相（18r型lpso）以及sn3y5相組成。掃描電鏡顯微組織形貌圖像中可以看出，鑄態(tài)下隨著y元素的增加，淺灰色相（18r型的lpso相）增多增厚（如圖1中的a~c），退火后合金析出層狀結(jié)構(gòu)的14h型的lpso，分布在晶粒內(nèi)（如圖2），其中mg-3y-2zn-0.5sn中的14h型的lpso相最多，布滿整個(gè)晶粒，而18r型的lpso相幾乎沒有（圖2（a）），隨著y元素的增加，18r型的lpso相和14h型的lpso都逐漸增多（圖2（b~c））。擠壓后，18r和14h型的lpso相都沿著擠壓方向呈流線分布（圖3），一些lpso相的扭折程度接近45°，表明lpso相具有非常好的塑性，。其中mg-3y-2zn-0.3sn的擠壓態(tài)組織中的層狀的14h的lpso相的層片狀之間分布著大量的i相（圖4），強(qiáng)度和塑性進(jìn)一步提高。一些i相的彎曲程度達(dá)到90°，表明i相的塑性非常好，能大大提高合金的延伸率。同時(shí)，在鎂基體中均勻彌散地分布著細(xì)小的第二相顆粒，經(jīng)能譜分析，表明這些顆粒為sn3y5以及mg-y-sn-zn顆粒，這些呈流線的lpso相以及被擠碎的第二相能有效促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形成，組織動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大，(實(shí)施例中鎂合金的平均晶粒尺寸約3um)，阻礙位錯(cuò)滑移，強(qiáng)化基體。最后說明的是,以上實(shí)施例僅用以說明本發(fā)明的技術(shù)方案而非限制,盡管參照較佳實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行了詳細(xì)的說明,本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員應(yīng)當(dāng)理解,可以對(duì)本發(fā)明的技術(shù)方案進(jìn)行修改或者等同替換,而不脫離本發(fā)明技術(shù)方案的宗旨和范圍,其均應(yīng)涵蓋在本發(fā)明的權(quán)利要求范圍當(dāng)中。當(dāng)前第1頁(yè)12

技術(shù)特征：

技術(shù)總結(jié)

本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度高塑性變形鎂合金及制備方法，該合金中各組分的重量百分含量為：Sn：0.1～0.5%；Zn：1.5～3.0%；Y:2.5～8.0%；不可避免的雜質(zhì)≤0.10%；其余為Mg，經(jīng)退火處理和熱擠壓得到。本發(fā)明采用熱處理對(duì)合金進(jìn)行顯微組織的調(diào)控，生成高溫合金相。熱擠壓后，晶粒顯著細(xì)化，LPSO（原子百分比為Mg12YZn）的高強(qiáng)度高韌性及含Sn的高溫合金相的彌散強(qiáng)化作用能有效阻止熱擠壓過程中再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大，同時(shí)，在14H型LPSO層狀結(jié)構(gòu)中析出的具有高強(qiáng)度和塑性的Ｉ?相，大大提高了合金的強(qiáng)度以及塑性。熱擠壓后其抗拉強(qiáng)度達(dá)到400MPa，延伸率最高可達(dá)到19%。

技術(shù)研發(fā)人員：陳玉安;高俊杰;王祎

受保護(hù)的技術(shù)使用者：重慶大學(xué)

技術(shù)研發(fā)日：2017.05.15

技術(shù)公布日：2017.10.10