CN102226244A - 一种高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，所述镁合金材料由Mg、Zn、Mn和Y组成，其各组分质量百分含量为：Zn含量为1.5～9.0％；Mn含量为0.5～1.5％；Y含量为0.3～10％；不可避免杂质≤0.15％；其余为镁。本发明材料与商业高强度变形镁合金ZK60和高含锌量的镁-锌-锰系镁合金相比，抗拉强度和屈服强度显著提高；与Mg₉₇Zn₁Y₂合金相比，除了合金的成分不同外，在同等制备条件下，在保持相同塑性的同时，抗拉强度和屈服强度明显提高，所述镁合金材料不需要施加特殊的工艺措施，在普通变形加工设备上变形加工就可获得高性能，因此具有成本低和商用价值高的优点。

Description

一种高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料

技术领域

本发明涉及一种轻金属材料，属于有色金属中镁合金生产领域，特别涉及一系列具有良好力学性能的高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料。

背景技术

镁合金作为最轻的商用金属结构材料，具有高的比强度、比刚度、优良的阻尼性能，以及防磁、屏蔽、散热、易切削加工、易回收等许多特性，在汽车、电子、电器、交通、航天、航空和国防军事工业领域也具有极其重要的应用价值和广阔的应用前景。镁合金可分为变形镁合金和铸造镁合金两大类。与铸造镁合金相比，变形镁合金具有优良的综合性能，更高的强度和塑韧性，更适合于制作大型结构件和满足结构多样化的要求，因此在发展铸造镁合金的同时，应投入更多的力量进行变形镁合金的研究开发，使镁合金作为理想的轻质材料在更多、更广阔的领域得到应用。

我国将镁合金的研究重点放在研究和开发高性能变形镁合金上面，抗拉强度一般要求超过300MPa。目前大部分高强镁合金材料都含有锆，一般是指Mg-Zn-Zr合金，其典型的合金牌号如ZK60，该合金抗拉强度达到340MPa，但是其含有贵金属Zr，成本高。张丁非等发明人研制的高含锌量的镁-锌-锰系镁合金(专利申请号200710078329.X)不含有贵金属，价格低廉，但不足在于抗拉强度仍然低于ZK60。经文献检索发现，Y.Kawamura等在《Materials Transactions》(材料学报-第42卷第7期第1172～1176页上发表的“Rapidly solidified powder metallurgy Mg₉₇Zn₁Y₂ alloys with excellent tensile yield strength above 600MPa”(快速凝固粉末冶金冶炼具有600MPa以上超高强度的Mg₉₇Zn₁Y₂合金)，该文中采用快速冷却和粉末冶金(RS P/M)条件下制备的Mg₉₇Zn₁Y₂合金具有很高的强度，达到610MPa，但是其不足在于：虽然强度很高，但是由于快速冷却和粉末冶金冶炼的加工设备和加工过程很复杂，对外界要求苛刻，根本无法在实际生产中应用。

发明内容

本发明的目的是提供一种高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，本发明所述镁合金材料与商业高强度变形镁合金ZK60和高含锌量的镁-锌-锰系镁合金相比，抗拉强度和屈服强度显著提高；与Mg₉₇Zn₁Y₂合金相比，除了合金的成分不同外，在同等制备条件下，在保持相同塑性的同时，抗拉强度和屈服强度明显提高，而且所述镁合金材料不需要施加特殊的工艺措施，如等通道挤压、快速凝固等，在普通工业化挤压、轧制、锻造等变形加工设备上变形加工就可获得高性能，因此具有成本低和商用价值高的优点。

本发明的技术方案是：

本发明的高强度镁合金材料由Mg、Zn、Mn和Y组成，其各组分质量百分含量为：Zn含量为1.5～9.0％；Mn含量为0.5～1.5％；Y含量为0.3～10％；不可避免杂质≤0.15％；其余为镁。

本发明较好的技术方案是镁合金各组分的质量百分比为：Zn含量为3.0％；Mn含量为0.9％；Y含量为8.0％；不可避免杂质≤0.15％；其余为镁。

所述镁合金材料通过挤压或轧制或锻造变形获得高强度。

本发明镁合金材料按照通常镁合金的冶炼方法制备，进行均匀化处理后，在挤压机上挤压成棒材；本发明镁合金可以加工出尺寸多样的板、棒、管、型材及锻件产品。本发明镁合金材料具体冶炼铸造和后续热挤压加工过程的具体步骤如下：

1.熔炼：在半连续铸造设备上进行。原材料为工业纯镁锭、工业纯锌、Mg-30.83％Y稀土中间合金和Mg-4.1％Mn中间合金，用熔剂覆盖后开始加热，温度在℃母料(镁锭)全部熔化，然后打渣并加入锌锭和镁-锰中间合金，待全部熔化后搅拌2～5分钟，静置15min，之后降温到690～720℃浇铸。

2.挤压成型工序：将铸锭在380～420℃下进行6～16小时的均匀化退火处理后，进行车皮。将车皮的铸锭在温度为360～450℃下进行变形加工成制品。

本发明的高强度镁合金材料，其抗拉强度为σ_b＝321～415MPa，屈服强度σ_0.2＝227～345MPa，延伸率为δ＝4.9～12.6％。

本发明的内在机理主要为：Mg-Zn-Y三元相主要有三种准晶I相(Mg₃Zn₆Y，二十面体准晶，具有优良机械性能)、面心立方W相(Mg₂Zn₃Y₂，立方结构，高温稳定相)和长周期结构X相(Mg₁₂ZnY，18R结构)，三种相都具有明显的强化作用，其中X相的强化效果最显著。本发明合金成分是这样确定的：

本发明锌和钇含量分别为1.5～9.0％和0.3～10％。当Zn含量一定时，随着Y含量的增加，合金中的第二相依次从I相、I相+W相、W相、W相+X相到X相转变；当合金第二相主要为I相、I+W相或W相时，本发明镁合金材料具有良好的成型性能和热加工性，可实现高挤压(λ＝25)、快速挤压变形；当合金第二相主要为W相+X相或X相时，本发明镁合金材料在没有进行精炼、低挤压比(λ＝11)、未经过任何热处理的情况下，强度明显高于目前典型变形镁合金的强度。

本发明锰含量为0.5～1.5％，可以使合金的晶粒得到有效细化。

本发明不可避免的杂质为Al、Si、Ni、Cu、Fe，其总量≤0.15％。

本发明所述镁合金材料的优点是：

1.本发明镁合金材料采用常规化的铸锭制备手段冶炼，如熔剂保护、半连续铸造等，工艺简单，具有工业使用价值，打破了高性能镁合金制备工艺复杂、制备条件苛刻的限制，使得现有的工业条件就能直接生产出高性能镁合金。

2.本发明镁合金材料中由于添加了稀土元素钇，钇与合金元素锌以及基体元素镁结合形成一系列具有一定体积分数和大小的Mg-Zn-Y三元相，该系列化合物相具有较高的熔点和热稳定性，在变形过程中能够有效钉扎晶界，抑制再结晶晶粒长大，具有显著的强化作用。

3.本发明镁合金材料不需要施加特殊的塑性变形工艺措施，如等通道挤压、快速凝固等，在普通工业化挤压、轧制、锻造等变形加工设备上就能变形加工，即可获得高于目前典型变形镁合金强度的性能。

4.本发明所述镁合金材料具有很好的热稳定性，能有效抑制后续热机械处理中的化合物粗大和晶粒长大，同时热变形过程中当温度升高时，开始出现局部熔化的温度提高，有利于选用更高的温度进行热变形，以提高合金的热变形塑性，减少变形抗力，提高热变形速率。

5.与不含钇的镁-锌-锰合金相比，本合金材料添加了钇元素，生成了稀土强化相，合金力学性能有了显著的提升；与不含锰的镁-锌-钇合金相比，本合金材料添加了锰元素，锰可以使合金的晶粒得到有效细化，力学性能得到提升。

下面参照附图并结合具体实例，进一步阐述本发明，应理解的是，这些实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，都属于本发明所要求保护的范围。

附图说明

图1是编号G、H、J、K和M镁合金的X-射线衍射谱，其中，横坐标为2θ角度；纵坐标为衍射强度(任意单位)；

图2是编号N、O、P、Q和R镁合金的X-射线衍射谱，其中，横坐标为2θ角度；纵坐标为衍射强度(任意单位)；

图3a、3b、3c、3d、3e和3f分别是编号G、H、J、K、M和Q镁合金的铸态微观组织金相照片；

图4a、4b、4c、4d、4e和4f分别是编号G、H、J、K、M和Q镁合金的挤压态微观组织金相照片；

图5a、5b、5c、5d、5e和5f分别是编号G、H、J、K、M和Q镁合金的挤压态微观组织扫描电子显微镜照片；

图6a、6b、6c、6d、6e和6f分别是编号G、H、J、K、M和Q镁合金的拉伸断口形貌(扫描电镜的背散射电子像)。

具体实施方式

实施例1：热挤压高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，所述镁合金各组分的重量百分比见表1。

表1本镁合金材料化学组成(以下为质量百分含量)

实施例2：热挤压高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，所述镁合金各组分的重量百分比见表2。

表2本镁合金材料化学组成(以下为质量百分含量)

实施例3：热挤压高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，所述镁合金各组分的重量百分比见表3。

表3本镁合金材料化学组成(以下为质量百分含量)

取上述实施例的成分配方，用下列方法得到本发明镁合金材料：

1.合金冶炼及铸造

按上述实施例的成分配制合金，采用半连续铸造法铸造。原材料为工业纯镁锭、工业纯锌、Mg-30.83％Y稀土中间合金和Mg-4.1％Mn中间合金，在半连续铸造设备上进行。首先在电阻坩锅炉中加热熔化工业纯镁，温度在700℃时母料全部熔化；然后在750℃左右打渣，加入锌锭和镁-锰中间合金，当全部溶化后搅拌2～5分钟，使成分均匀化，静置保温20min；然后加入镁-钇中间合金，溶化后搅拌均匀，静止保温15分钟，之后降温到690～720℃，在CO₂和SF₆混合气体保护下浇注。

2.机加工

根据挤压机挤压筒的尺寸将铸锭锯切、车皮至合适尺寸。

3.均匀化处理

将铸锭在380～420℃下进行6～16小时的均匀化退火。

4.热挤压加工

在360～450℃下预热60～90min，然后在挤压机上挤压成棒材，挤压后空冷至室温，本发明实施例1～3镁合金挤压参数见表4。

表4本镁合金材料材料主要挤压参数

5.微观组织表征

组织观察的样品其制备过程如下：采用1000号碳化硅水磨砂纸磨平表面；然后采用金刚石研磨膏机械抛光；合金中主要相经X-射线衍射分析为α-Mg、I相、W相和X相，不同成分的镁合金材料X-射线图谱列于附图1、2中；通过配置有能谱装置和背散射电子成像的电子扫描显微镜(TESCAN VEGA II)上可以确定合金中合金相与元素的分布，相应拉伸断口的背散射电子像列于附图6上。

6.力学性能测试

根据国标GB228-2002的标准，将本发明实施例所述镁合金材料挤压棒材加工成标准拉伸试样进行拉伸试验，拉伸样品为圆棒状，其轴线方向平行于材料的纵向。

本发明实施例1～3挤压态棒材的室温力学性能如表5所示。

表5本发明所述镁合金挤压棒材力学性能

目前典型变形镁合金材料力学性能数据见表6。

表6典型变形镁合金挤压棒材的室温力学性能

用实施例中1中的A和D组分、实施例2中的G和J组分、实施例3中的N组分分别作为其各实施例的对比组分，对比表5和表6，本发明(实施例1～3)的合金与目前商业高强度变形镁合金ZK60相比，抗拉强度和屈服强度显著提高，分别提高了75MPa和55MPa；与Mg₉₇Zn₁Y₂合金相比，在同等制备条件下(参见实施例3中合金编号N：Mg₉₇Zn₁Y₂，Q：Mg₉₇Zn₁Y₂Mn_0.4)，本发明镁合金材料抗拉强度和屈服强度有所提高，分别提高34MPa和30MPa，同时两者塑性相同；与高含锌量的镁-锌-锰系镁合金(专利申请号200710078329.X)相比，抗拉强度和屈服强度分别提高102MPa和132MPa；与低含锌量的镁-锌-锰系镁合金相比，抗拉强度和屈服强度分别提高150MPa和148MPa。

实施例1～2、图1和表5表明：随着Y含量的增加，合金组成相依次从I相、I相+W相、W相、W相+X相到X相转变，X相强化效果最明显；Mn元素主要以单质形式弥散分布在合金中。实施例3、图2和表5说明，当合金中主要为X相时，发明镁合金材料在低挤压比(λ＝11)时就能获得高强度；随着X相含量的增加，合金的强度明显提高，塑性降低，但是X相含量不能太高，否则合金变得很脆，这一点可以从合金(编号R)的力学性能得到证实。

通过观察铸态组织照片如图3发现，钇和锰均能明显细化铸态晶粒，所述镁合金铸态有共晶组织存在，相组成和XRD的结果一致。图4为本发明高强度变形镁合金热挤压后空冷至室温的典型组织形貌照片，照片显示随着钇含量的增加，合金组织越来越细小；锰起到细化晶粒的作用。图5为挤压态扫描电镜照片，我们可以发现，I相呈细小弥散颗粒状存在，共晶W相热挤压过程中并没有完全挤碎，起到阻碍合金再结晶的作用，较I相更加细化晶粒，X相比较粗大而且稳定性很强，是一种理想的强化相，再热变形过程中可以稳定存在；锰以单质形式弥散分布在合金中，通过对合金的断口形貌如图6我们可以得到，本发明高强度镁合金材料的断裂形式为韧性断裂和脆性断裂两种断裂形式共同存在，以脆性断裂为主，这主要是和合金中的第二相密切相关，其中I相可以同时提高强度和塑性，而W和X相则只会明显提高合金强度。

结论：本发明高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，可采用常规化的合金制备手段冶炼，工艺简单，具有工业使用价值，具有良好的成型性能和热加工性，在普通工业化挤压、轧制、锻造等变形加工设备上变形加工，即可获得高于目前商业高强度变形镁合金(如ZK60合金)的性能。

Claims (3)

1.一种高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，其特征在于由Mg、Zn、Mn和Y组成，其各组分质量百分含量为：

Zn含量为    1.5～9.0％；

Mn含量为    0.5～1.5％；

Y含量为     0.3～10％；

不可避免杂质≤0.15％；

其余为镁。

2.根据权利要求1所述的高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，其特征在于镁合金材料各组分的质量百分比为：

Zn含量为    3.0％；

Mn含量为    0.9％；

Y含量为     8.0％；

不可避免杂质≤0.15％；

其余为镁。

3.根据权利要求1-2任一所述的高强度镁-锌-锰-钇镁合金材料，其特征在于：所述镁合金材料通过挤压或轧制或锻造变形获得高强度。

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