CN101798651A

CN101798651A - 一种高性能变形镁合金材料

Info

Publication number: CN101798651A
Application number: CN201010140037A
Authority: CN
Inventors: 潘复生; 陈先华; 彭建; 毛建军; 王敬丰; 汤爱涛
Original assignee: Chongqing University
Current assignee: Chongqing University
Priority date: 2010-04-06
Filing date: 2010-04-06
Publication date: 2010-08-11

Abstract

本发明涉及一种高纯度的高性能镁合金材料，该镁合金由Mg、Zn、Zr组成，各组分质量百分比含量为：Zn：6.2～6.4％；Zr：0.5～0.6％，不可避免的Fe、Si、Cu、Ni等杂质：0.007～0.011％；余量为镁。选择较高纯度的原镁作为原料，利用半连续铸造技术熔炼，适当增加熔体静置时间，使含Fe、Si等杂质元素的化合物颗粒充分沉降，制备出高纯度合金铸坯，最后采用常规挤压工艺制取Mg-Zn-Zr变形镁合金，本发明的变形镁合金能保持传统商用ZK60镁合金的高强度，使其塑性和成形性能大幅度提高，充分挖掘了材料的使用潜力。而且，本发明所用工艺设备为常规通用设备，制备工艺简单。

Description

一种高性能变形镁合金材料

技术领域

本发明涉及变形镁合金，特别涉及一种高纯度、高性能变形镁合金材料及制备方法。

背景技术

镁合金具有密度低、比强度和比刚度高、阻尼减振降噪能力强、电磁屏蔽性能优良、液态成型性能优越、铸造与切削性能优异、资源丰富、可以回收利用等优点，越来越受到人们的重视，被誉为是“21世纪绿色工程材料”，在汽车、摩托车、3C产品、航空航天及国防军工等领域具有极其重要的应用价值和广阔的应用前景，已逐渐发展为继钢铁和铝合金之后的第三大金属材料。

然而，由于镁合金的晶体结构是密排六方结构，最常见的滑移系为α柏氏矢量的基面滑移系和棱面滑移系，独立的滑移系少，导致室温塑性低，变形加工困难。因此，目前大多数镁合金产品以铸件的形式获得应用，而不是像铝合金那样大量以变形加工如挤压材和板材的形式获得应用。提高镁合金的塑性变形能力成为其规模应用中急需解决的关键问题之一。

目前商用的高强变形镁合金主要是指Mg-Zn-Zr系合金，典型牌号为ZK60，其最大特点是强度高，一般在320-340MPa，但塑性和轧制成形性能相对较低，限制了其应用范围。围绕这一问题，人们主要从合金化、晶粒细化、织构控制、热处理、加工工艺优化等方面对镁合金展开科学研究，虽取得了一定进展，但总体效果不佳。

除此之外，随着对镁合金研究的不断深入，人们发现镁合金的纯度已成为制约镁合金应用的瓶颈之一，是影响镁合金性能的最重要因素之一。镁合金中的杂质元素，特别是有害元素不仅限制了材料潜力的发挥，而且大大降低镁合金材料的变形能力。常规铸造工艺获得的镁合金材料的杂质含量较高，如CN101121979A(专利号为200710046148.9)公开了一种“Mg-Zn-Zr变形镁合金制备方法”，得到Mg-Zn-Zr镁合金的总杂质含量高于0.022％。因此，优化制备方法和工艺，提高Mg-Zn-Zr材料的整体纯度是镁合金领域一项重要的研究方向。

有鉴于此，本发明考虑通过采用合适的合金熔炼工艺制取具有高纯度的Mg-Zn-Zr镁合金，以提高材料的塑性和成形性能，为发展高强韧高成形性镁合金提高一种新的思路，以推动镁合金产业发展。

发明内容

针对现有技术存在的上述不足，本发明的目的是提供一种高纯度的高性能变形镁合金材料及制备方法。

实现本发明的技术方案是：一种高性能变形镁合金材料，该合金材料各组分质量百分含量为：Zn：6.2～6.4％；Zr：0.5～0.6％，不可避免的Fe、Si、Cu、Ni等杂质：0.007～0.011％；余量为镁。

本发明镁合金优选配方的组分质量百分比含量为：Zn：6.21％；Zr：0.53％，不可避免的Fe、Si、Cu、Ni等杂质：0.007％；余量为镁。

该高纯度的高性能变形镁合金的制备方法：

利用半连续铸造技术熔炼合金，选取较高纯度(99.97％)原镁为原料，合金元素完全熔化后进行精炼、扒渣工序，保温静置后降温浇注得到高纯度合金铸坯。所得镁合金铸棒经过高温均匀化退火处理后，在挤压机上热挤压成棒材或板材，同时快速冷却，可以加工出各种变形镁合金产品；

主要熔炼工艺参数：熔体保温温度为750～770℃，保温静置时间为30～45min，浇注温度为720-730℃；

均匀化处理工艺参数：均匀化温度为420℃，保温时间为18h，冷却方式为空冷；

热挤压工艺参数：挤压温度为390℃，挤压比为27.6(棒材)或3.7(板材)，挤压速率为1.5～2.5m/min。

本发明具有如下优点：

1.本发明所述材料在保持商用高强Mg-Zn-Zr合金的强度条件下，大幅度降低了合金中的Fe、Si、Cu、Ni等主要杂质元素含量，有效净化了镁合金基体，使组织状态得到改善，显著提高了材料的塑性和轧制成形性能。

2.本发明提高Mg-Zn-Zr镁合金的纯度，在热挤压、热轧等热变形过程中能够有效降低材料再结晶温度、促进动态再结晶，从而得到细小的动态再结晶晶粒，明显提高合金的屈服强度和抗拉强度，同时又可以有效改善合金的塑性及成形性能。

3.本发明的变形镁合金挤压态下室温抗拉强度为329-336MPa，屈服强度达244-268MPa，与传统商用的高强ZK60镁合金的强度相当，但该材料的拉伸延伸率大幅度提高，可达19％以上，而且其在390℃条件下的轧制成形能力得到明显改善。

4.制备方法简单。本发明利用传统的半连续铸造技术熔炼合金，只需选用较高纯原镁作为原料，适当增加镁合金熔体保温静置时间即可制备出高纯度的Mg-Zn-Zr镁合金；然后运用常规的热挤压工艺把铸锭挤压成棒材和板材，就获得了高性能的变形镁合金材料。所用制备方法的设备为常规通用设备，工艺过程简单，易于操作。

附图说明

图1是本发明编号为B的镁合金铸态组织的典型金相显微组织照片；

图2是本发明编号为B的镁合金挤压态组织的典型扫描电子显微镜照片；

图3是本发明编号为B的镁合金挤压棒材的典型室温单向拉伸应力-应变曲线。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步说明，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制备方法的简单改进，都属于本发明要求保护的范围。

实施例1

利用半连续铸造技术和热挤压技术制备高纯度变形镁合金A

该变形镁合金A可以采用以下制备工艺来制取：

(1)原材料为镁锭(纯度为99.97％)、工业纯锌和Mg-28％Zr中间合金。在电阻坩埚炉中加入纯镁，加热熔炼，升温加热到350～400℃，保温20分钟；加入5号熔剂保护，再调控制温度为880℃，促使镁熔化。(2)待镁锭熔化后于720℃～730℃扒渣，在干净液面上补加5号熔剂；之后加入锌锭，搅拌3-5分钟，纯锌熔化后扒渣，并加入5号熔剂覆盖。(3)升温至760℃左右，加入镁锆中间合金，当全部熔化后，搅拌2～5分钟，使合金成分均匀化。(4)加入5号熔剂精炼3-5分钟，之后扒渣，在表面撒上5号熔剂覆盖保护，并在750-770℃静置30分钟，然后降温至720～730℃，在结晶器中浇注获得镁合金铸棒。(5)根据挤压机挤压筒的尺寸，对铸棒进行锯切、车皮机加工至合适尺寸。(6)将铸棒在420℃下均匀化处理8小时，然后进行热挤压得到变形镁合金棒材和板材，具体挤压工艺如表1。

表1Mg-Zn-Zr镁合金主要挤压参数

坯料温度	挤压筒温度	模具温度	挤压速度	挤压比
坯料温度	挤压筒温度	模具温度	挤压速度	挤压比	390℃	400℃	390℃	1.0～2.0m/min	27.6(棒材)/3.7(板材)

实施例2

利用半连续铸造技术和热挤压技术制备高纯度变形镁合金B

与实施例1不同之处只在于制备工艺(4)步骤中的熔体静置时间，此合金B的静置时间为45分钟。

本发明实施例1和2中的镁合金A与B铸态化学成分分析如表2所示，为了便于比较，表中同时给出了国标要求的典型ZK60镁合金化学成分。

表2镁合金的化学成分

合金	Si	Fe	Cu	Mn	Be	Ni	Zn	Zr	Mg
合金	Si	Fe	Cu	Mn	Be	Ni	Zn	Zr	Mg	A	0.0032	0.0020	0.00061	0.0039	0.00034	＜0.0005	6.37	0.53	Bal.
B	0.0020	0.0013	0.00045	0.0034	0.00011	＜0.0005	6.21	0.53	Bal.	A	0.0032	0.0020	0.00061	0.0039	0.00034	＜0.0005	6.37	0.53	Bal.
B	0.0020	0.0013	0.00045	0.0034	0.00011	＜0.0005	6.21	0.53	Bal.	ZK60国标	≤0.05	≤0.05	≤0.05	≤0.1	≤0.01	≤0.005	5.0-6.0	0.3-0.9	Bal.

由表2可以看出，A、B两种镁合金的杂质含量远低于国标所要求的最低值，说明本发明所述的熔炼工艺可有效地提高纯净度，改善显微组织(如图1所示)，这主要是由于以下两点原因：(1)作为原料的镁锭纯度较高，减少了杂质元素带入；(2)较长的保温静置时间可增加杂质元素沉降。对比A与B，发现B合金的各种杂质元素含量均少于A合金，这一实验结果进一步支持了上述原因(2)的分析。在镁合金熔炼过程中，熔体中的Zr元素可与多种杂质元素(如Fe、Si、Mn等)发生化学反应生成高熔点的难溶性化合物，这些化合物颗粒密度明显高于镁熔体，在静置时倾向于往坩埚底部沉降，因此适当增加保温时间能够减少坩埚上部熔体杂质元素，获得较纯净的镁合金铸棒。但应该注意的是，在保证化合物颗粒沉降充分的情况下，继续延长静置时间只会影响能耗和成本，并且化合物颗粒在镁液中不可能完全沉降，过度的延长时间对其沉降效果基本没有影响。

编号为A和B合金挤压态棒材的室温力学性能列在表3中，为了比较的需要，常规ZK60镁合金的力学性能数据也包括在表中。

表3镁合金材料的室温力学性能

合金	屈服强度(MPa)	抗拉强度(MPa)	延伸率(％)
合金	屈服强度(MPa)	抗拉强度(MPa)	延伸率(％)	A	244	329	19
B	268	336	19	A	244	329	19
B	268	336	19	ZK60	240～255	320～340	10～12

从表3可以看出，本发明的合金具有与商用高强变形镁合金ZK60相当的强度，B合金的屈服强度甚至高于ZK60，而延伸率得到大幅度提高，这表明本发明的合金获得了高强度与优良塑性的良好结合。本发明有效减小了有害杂质元素含量，使镁合金得以纯净化，进而使材料的塑韧性明显提高。另外，在塑性变形过程中，杂质元素可定扎位错，阻碍位错攀移，不利于动态再结晶发生。因此，在热挤压工艺相同的条件下，纯度提高能够促进动态再结晶充分进行，从而细化材料晶粒，图2是本发明的镁合金挤压态典型显微组织照片，照片显示该合金晶粒显著细化。晶粒细化既提高了材料的屈服强度和抗拉强度，同时又有效改善材料的塑韧性，如图3所示。根据表3，B合金表现出比A合金更高的屈服强度，这也为提高纯度促进动态再结晶而细化晶粒提供了直接证据。

表4镁合金的轧制性能

合金	轧制温度(℃)	道次压下量(％)	边裂起始变形量(％)
合金	轧制温度(℃)	道次压下量(％)	边裂起始变形量(％)	A	380	15	82
B	380	15	88	A	380	15	82
B	380	15	88	ZK60	360～420	10～15	60～70

表4所示为本发明镁合金的轧制成形性能，可以看出，A与B合金的轧制边裂起始变形量明显高于传统ZK60镁合金，显示出本发明的镁合金材料具有比ZK60更好的成形性能。杂质元素减少，一方面使得材料的塑性增加，另一方面有利于材料轧制变形过程中加工硬化效应减弱，因而导致合金的轧制变形能力提高。由表4可知，纯度更高的B合金具有比A合金更好的变形加工性能，当增加轧制单道次压下量至20％时，杂质含量对合金轧制成形性能的影响更加明显，此时B合金的边裂起始变形量比A合金高出38％。

通过上述实例可知：通过选取较高纯度的原镁作为原料，合金熔炼时适当增加熔体静置时间，可制取高纯Mg-Zn-Zr镁合金，制备方法简单；挤压成棒(板)材后，该合金在保持高强变形镁合金的强度同时，塑性和成形性能大大提高。

Claims

1.一种高性能变形镁合金材料，其特征在于，该合金材料各组分质量百分含量为：Zn：6.2～6.4

Zr：0.5～0.6％，不可避免的Fe、Si、Cu、Ni等杂质：0.007～0.011％；余量为镁；

(1)制备方法包括以下步骤：

原料采用99.97％镁锭、工业纯Zn和Mg-Zr中间合金，利用半连续铸造技术熔炼合金，合金元素完全熔化后进行精炼、扒渣工序，保温静置后降温浇注得到高纯度合金铸坯，经高温均匀化处理后热挤压制得变形Mg-Zn-Zr镁合金；

(2)主要制备工艺参数如下：

热挤压工艺参数：挤压温度为390℃，棒材挤压比为27.6或板材挤压比为3.7，挤压速率为1.0～2.0m/min。

2.根据权利要求1所述的高性能的高纯Mg-Zn-Zr镁合金材料，其特征在于，所述镁合金材料的各组分质量百分比含量为：Zn：6.21％；Zr：0.53％，不可避免的Fe、Si、Cu、Ni等杂质：0.007％；余量为镁。