CN103243283B

CN103243283B - 超细晶稀土镁合金的制备方法

Info

Publication number: CN103243283B
Application number: CN201310201733.7A
Authority: CN
Inventors: 张洪杰; 佟立波; 张庆鑫; 邱鑫; 田政; 程丽任; 孟健
Original assignee: Changchun Institute of Applied Chemistry of CAS
Current assignee: Xinjiang Teng Xiangmei Products Co Ltd
Priority date: 2013-05-27
Filing date: 2013-05-27
Publication date: 2015-10-07
Anticipated expiration: 2033-05-27
Also published as: CN103243283A

Abstract

本发明提供了一种超细晶稀土镁合金的制备方法，该方法首先将稀土镁合金铸锭进行固溶处理，得到固溶处理后的稀土镁合金；然后将所述得到的固溶处理后的稀土镁合金进行热变形加工，得到热变形的稀土镁合金板材，所述热变形加工的温度为350℃～450℃；最后将所述得到的热变形的稀土镁合金板材进行单道次轧下量为50%的累积叠轧，经退火，得到超细晶稀土镁合金。本发明首次采用热变形加工-累积叠轧复合工艺成功制备出了超细晶稀土镁合金，有效解决了由于合金中粗大的LPSO相分布不均而导致的力学性能恶化的问题，并且，本发明工艺流程简单，设备成本低，有利于未来大规模的工业化生产。

Description

超细晶稀土镁合金的制备方法

技术领域

本发明涉及合金技术领域，特别涉及一种超细晶稀土镁合金的制备方法。

背景技术

在很多工业领域中，材料的轻量化可以有效降低能源消耗，对节能环保有着积极的意义。由于镁是最轻的金属结构材料，其密度仅为1.74g/cm³，是铝的密度的2/3、钢的密度的1/4，并且，镁及其合金还具有较高的比强度和比刚度、良好的减震性、较强的电磁屏蔽能力以及易回收利用等优点，近年来镁及镁合金已经被广泛应用于汽车、航空航天、电子和空间工业中，其被誉为“21世纪的绿色工程材料”，并已成为继钢铁和铝合金之后的第三大金属结构材料。

在冶金和材料领域中，稀土（Rare Earth，简称RE）元素由于具有独特的核外电子排布而经常发挥着独特的作用。作为合金化或微合金化元素，稀土已经被广泛应用于钢铁及有色金属合金中。尤其在镁合金领域，稀土元素在净化合金熔体、细化合金组织、提高合金的力学性能以及改善合金耐蚀性等方面的突出作用逐渐被人们认识与掌握，其被认为是镁合金中最具使用价值和发展潜力的合金化元素，目前也已陆续开发出一系列高强、耐热、耐蚀性优良的稀土镁合金。

为了进一步提高稀土镁合金的力学性能，日本熊本大学的Kawamura等人首次采用快速凝固-粉末冶金法（RS/PM），制备出了目前强度最高的Mg₉₇Y₂Zn合金。该合金的室温屈服强度可达600MPa，延伸率为5%，并且，在该合金中发现了新型的长周期堆垛有序结构相（Long Period Stacking Ordered Phase，简称LPSO相），该相的基面与镁基体具有相同的结构，但沿着c轴的堆垛周期一般为18层（18R）或14层（14H）。LPSO相作为镁合金中的硬质相，对于改善合金的力学性能起着十分重要的作用。RS/PM方法能制备出晶粒尺寸在250nm至1.0μm之间的材料即超细晶材料，其力学性能明显提高，但是，RS/PM方法制备上述超细晶稀土镁合金材料的工艺较复杂，设备成本较高，而且镁合金的粉末冶金过程较难控制，危险系数较高，不利于大规模的工业化生产。

近年来，剧烈塑性变形（Severe Plastic Deformation，简称SPD）方法引起了国内外研究学者的广泛关注，该方法不但可以制备出块体超细晶镁合金，而且制备的材料内部无夹杂和缺陷。目前SPD方法主要包括等通道挤压（ECAP）、高压扭转（HPT）、累积叠轧（AccumulativeRoll Bonding，简称ARB）以及多向锻造（MDF）等。其中，ARB技术由日本学者Saito于1998年首次提出，并且该技术能成功将纯铝的晶粒细化至亚微米级别。一般说来，累积叠轧的具体操作包括：首先将初始板材切割成两块长度相等的部分，经过表面碱洗或酸洗及打磨后，再叠放在一起；然后对得到的复合板材进行50%应变量的轧制，在轧制力和摩擦力的共同作用下，将两块板材复合在一起；之后将复合板材再次切割成相等的两部分，重复轧制、切割、表面处理、轧制复合这一过程。经过上述多道次的ARB变形后，材料不但实现了大应变量变形，而且样品的宏观形状保持不变。

采用累积叠轧能制备出力学性能优异的超细晶镁合金和铝合金，并且工艺简单，因此，申请人考虑采用该技术制备高性能的超细晶稀土镁合金。

发明内容

为了解决以上技术问题，本发明提供一种超细晶稀土镁合金的制备方法，本发明提供的制备方法能制备出力学性能较高的超细晶稀土镁合金，并且制备工艺简单，成本低廉。

本发明提供一种超细晶稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：

a）将稀土镁合金铸锭进行固溶处理，得到固溶处理后的稀土镁合金；

b）将所述步骤a）得到的固溶处理后的稀土镁合金进行热变形加工，得到热变形的稀土镁合金板材，所述热变形加工的温度为350℃～450℃；

c）将所述步骤b）得到的热变形的稀土镁合金板材进行单道次轧下量为50%的累积叠轧，经退火，得到超细晶稀土镁合金。

优选的，所述步骤b）中，所述热变形加工为热挤压，所述热挤压的挤压比为5:1～20:1，所述热挤压的挤压速率为0.2mms^-1～2.0mms^-1。

优选的，所述步骤b）中，所述热变形的稀土镁合金板材的厚度为5.0mm～10.0mm。

优选的，所述步骤c）中，所述累积叠轧具体包括：

将所述步骤b）得到的热变形的稀土镁合金板材依次进行表面预处理、切割、叠放、退火和轧制，并循环进行上述处理；所述轧制的温度为100℃～500℃，所述轧制的速率为100mms^-1～600mms^-1。

优选的，所述轧制的温度随累积叠轧变形道次的增加从350℃～500℃降至100℃～250℃。

优选的，所述步骤c）中，所述累积叠轧中退火的温度为300℃～400℃，保温时间为10min～30min。

优选的，所述步骤c）中，所述累积叠轧后退火的温度为200℃～300℃，保温时间为10min～60min。

优选的，所述步骤a）中，所述稀土镁合金为Mg-Y-Zn合金，其包含：

6.0wt%～15.0wt%的Y；

2.0wt%～5.0wt%的Zn；

余量为Mg及不可避免的杂质。

优选的，所述步骤a）中，所述稀土镁合金铸锭按照以下方法制备：

将纯镁锭在通保护气的条件下加热至750℃，在所述纯镁锭熔化后，加入于300℃预热30min的纯锌锭和Mg-Y稀土中间合金，再降温至720℃进行浇铸。

优选的，所述步骤a）具体包括：将稀土镁合金铸锭于320℃～340℃进行第一次保温，4h后升温至400℃～500℃进行第二次保温，8h～24h后进行70℃～80℃水淬，得到固溶处理后的稀土镁合金。

与现有技术相比，本发明首先将稀土镁合金铸锭进行固溶处理，得到固溶处理后的稀土镁合金，然后于350℃～450℃对合金进行热变形加工，再将热变形制备的稀土镁合金板材进行单道次轧下量为50%的累积叠轧，最后经退火，得到超细晶稀土镁合金。本发明采用热变形加工-累积叠轧复合工艺对铸造稀土镁合金进行变形，首先通过固溶处理和热变形加工，将稀土镁合金铸锭制成稀土镁合金板材，其中，热变形加工的温度为350℃～450℃，能细化合金的晶粒度，有效提高合金的延展性，有利于后续的轧制变形。而累积叠轧方法作为剧烈塑性变形的主要技术之一，可以根据实际需要控制合金的变形量，以实现力学性能的最优化，且板材的宏观尺寸保持不变。本发明通过大应变量的ARB变形，可以将稀土镁合金的晶粒显著细化到1.0μm以下，显著提高合金的力学性能；同时，合金中硬度较高的第二相在反复轧制变形的过程中破碎成细小的颗粒，不但可以有效限制变形过程中再结晶晶粒的生长，而且对改善合金的弥散强化效应也十分有利。此外，本发明采用热变形加工-累积叠轧法制备超细晶稀土镁合金的工艺流程简单，设备成本低，有利于未来大规模的工业化生产。

附图说明

图1为本发明实施例提供的制备超细晶稀土镁合金的工艺流程图。

具体实施方式

为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制。

本发明公开了一种超细晶稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：

本发明通过热变形加工-累积叠轧复合工艺方法制备出高性能的超细晶稀土镁合金板材，并且制备工艺相对简单，成本低廉，有望实现高性能稀土镁合金板材的大规模工业化生产。

本发明实施例将稀土镁合金铸锭进行固溶处理，得到固溶处理后的稀土镁合金，以便进行后续加工。

在本发明中，所述稀土镁合金优选为Mg-Y-Zn合金，强度较高。所述Mg-Y-Zn合金优选包含：6.0wt%～15.0wt%的Y；2.0wt%～5.0wt%的Zn；余量为Mg及不可避免的杂质。镁合金是以Mg为基础再加入其它元素组成的合金，所述Mg-Y-Zn合金中Mg含量更优选为80.0wt%～92.0wt%。Zn是镁合金的主要合金元素之一，所述Mg-Y-Zn合金更优选包含2.0wt%～4.0wt%的Zn。Y加入到镁合金中可明显细化组织的晶粒大小，提高镁合金的耐腐蚀性能和力学性能，所述Mg-Y-Zn合金更优选包含6.0wt%～10.0wt%的Y。本发明实施例所采用的稀土镁合金可表示为Mg-（6%～10.0%）Y-（2.0%～4.0%）Zn，其中Y和Zn的含量为质量百分比。

本发明所用的稀土镁合金铸锭可以从市场上购得，也可以自行铸造，如采用熔盐保护的半连续铸造法制备，在熔炼过程中可采用RJ-5熔剂，所述RJ-5熔剂的主要成分为：26%的MgCl₂、22%的KCl、29%的BaCl₂、14%的CaF₂、4%的CaCl₂、4%的NaCl和1%的MgO，不溶物杂质≤1.5%，H₂O≤0.5%；所述RJ-5熔剂的用量为金属熔体总重量的0.5%～0.8%。

在本发明中，所述Mg-Y-Zn合金铸锭优选按照以下方法制备：

其中，对于纯镁锭，本发明可以采用纯度为99.90%的商业高纯镁，也可以使用纯度为99.50wt%的商用一号镁合金和纯度为99.00wt%的二号镁合金；对于纯锌锭，本发明一般采用纯度为99.90%的纯锌；此外，本发明优选采用Mg-Y稀土中间合金为原料，所述稀土中间合金中Y的含量一般为20%，即所述稀土中间合金可表示为Mg-20%Y，本发明也可以采用纯Y金属替代Mg-Y稀土中间合金，还可以采用Y含量大于80%的富Y混合稀土制备Mg-Ymm-Zn合金，成本较低，所述富Y混合稀土的主要成分为Y，还含有少量的La、Ce、Nd、Gd、Ho等其他稀土元素；所述Mg-Ymm-Zn合金属于本领域技术人员熟知的稀土镁合金。

在对纯镁锭加热之前，本发明实施例首先用酒精对其进行表面清理，再用去离子水冲洗，然后吹干，尽量减少杂质。接着，本发明实施例将吹干后的纯镁锭放入井式电阻熔炼炉中，通入保护气加热至750℃，所述保护气优选为体积比为40:1的CO₂和SF₆。待纯镁锭熔化后，加入于300℃预热30min的纯锌锭和Mg-Y稀土中间合金或Y含量大于80%的富Y混合稀土，优选人工搅拌后静置10min，再降温至720℃倒入模具中进行浇铸，所述模具优选为45#钢永久型圆柱模具，所得铸锭直径优选为90mm。

在本发明中，对铸锭进行的固溶处理为本领域技术人员熟知的技术手段，一般对镁合金依次进行保温、水淬的这一过程被称为“固溶处理”。本发明进行固溶处理的目的是减少合金中的第二相数量，软化合金，为下一步的热变形做准备，得到固溶处理合金或固溶处理态合金。作为优选，本发明将稀土镁合金铸锭于320℃～340℃进行第一次保温，4h后升温至400℃～500℃进行第二次保温，8h～24h后进行70℃～80℃水淬，得到固溶处理后的稀土镁合金。

得到固溶处理后的稀土镁合金后，本发明实施例于350℃～450℃对其进行热变形加工，得到热变形的稀土镁合金板材。

工业上一般对铸造镁合金进行热变形加工，如热挤压、热轧制和锻造等，来消除铸造缺陷并细化晶粒，得到变形镁合金，改善合金的力学性能。但是，传统的热变形加工由于应变量受到样品尺寸的限制，无法实现较大的变形量，进而影响到合金的晶粒细化效果，很难实现镁合金材料晶粒的超细化，同时铸态合金中的LPSO相在变形后的细化并不明显，大尺寸块状的LPSO相在合金中的分布并不均匀，一方面弱化变形过程中再结晶晶粒生长的限制作用，导致晶粒粗化、合金的强度降低；另一方面粗大的LPSO相易发生解理断裂，最终导致变形后的合金出现过早断裂。

而本发明通过固溶处理和热变形加工，将稀土镁合金铸锭制成稀土镁合金板材，其中，热变形加工的温度为350℃～450℃，优选为380℃～420℃，能细化合金的晶粒度，有效提高合金的延展性，有利于后续的轧制变形。

在本发明中，所述热变形加工优选为热挤压，方法简便且效果较好。所述热挤压为本领域技术人员熟知的技术手段，挤压比优选为5:1～20:1，挤压速率优选为0.2mms^-1～2.0mms^-1，所述挤压速率为本领域熟知的压头移动速率。根据选择模具尺寸的不同，热挤压制备的稀土镁合金板材的厚度优选为5.0mm～10.0mm。

本发明也可以根据实际情况，采用传统的热轧法制备稀土镁合金板材，轧制温度为350℃～450℃，优选为380℃～420℃；每道次的轧下量可为8%～10%，在本领域中，轧下量又为压下量，轧制前、后的厚度差称作压下量。

得到热变形的稀土镁合金板材后，本发明实施例对其进行单道次轧下量为50%的累积叠轧，累积叠轧结束后再进行退火，得到超细晶稀土镁合金。

累积叠轧方法作为剧烈塑性变形的主要技术之一，可以根据实际需要控制合金的变形量，以实现力学性能的最优化，且板材的宏观尺寸保持不变。本发明通过大应变量的ARB变形，可以将稀土镁合金的晶粒显著细化到1.0μm以下，显著提高合金的力学性能；同时，合金中硬度较高的第二相在反复轧制变形的过程中破碎成细小的颗粒，不但可以有效限制变形过程中再结晶晶粒的生长，而且对改善合金的弥散强化效应也十分有利。

在本发明中，所述累积叠轧优选具体包括：

将得到的热变形的稀土镁合金板材依次、循环进行表面预处理、切割、叠放、退火和轧制，然后循环进行上述处理；所述轧制的温度为100℃～500℃，所述轧制的速率为100mms^-1～600mms^-1。

累积叠轧时，对合金板材进行表面预处理为本领域技术人员熟知的技术手段，优选具体为：将得到的热变形的稀土镁合金板材依次进行尺寸加工、丙酮清洗、碱液清洗、去离子水冲洗、吹干和打磨，获得具有一定粗糙度的待结合表面。

本发明实施例优选将热变形加工制备的稀土镁合金板材加工成尺寸为（200～500）mm×（100～200）mm×（1.0～3.0）mm，采用丙酮清洗合金板材表面，再将板材用碱液清洗3min～10min后取出，所述碱液优选依次为NaOH、Na₂CO₃和Na₃PO₄溶液，对板材表面去脂，并用去离子水冲洗干净，吹干，最后可用钢丝刷对板材表面进行打磨，处理得到不光滑的表面，有利于进行轧制复合。

完成表面预处理后，本发明实施例对具有一定粗糙度的待结合表面的板材依次进行切割、叠放及退火处理。即，先将板材切割成长度相等的两部分或四部分，重合叠放在一起，四角优选用铆钉钉住，以防止后续轧制过程中板材由于局域变形不均而导致轧制过程中的分离现象，再将叠放好的板材放入电阻炉中进行退火处理，为下一次叠轧做准备；此处的退火处理在整个制备方法中相当于中间退火，温度优选为300℃～400℃，保温时间优选为10min～30min。

然后，本发明实施例对退火处理后的板材进行轧制复合，压下量为50%；所述轧制的温度优选为100℃～500℃，更优选为200℃～400℃；所述轧制的速率优选为100mms^-1～600mms^-1，更优选为200mms^-1～500mms^-1。

重复上述表面预处理、切割、叠放、退火和轧制，反复进行多道次的累积叠轧过程。其中，切割与表面预处理的步骤可以颠倒，再次将轧制后的板材切割成长度相等的两部分时，切去轧板边缘出现的毛刺。每道次的压下量均为50%，n为叠轧道次，0≤n≤10，在n道次叠轧后，合金的累积应变量ε_n=0.8n，n可以为4或10等。

在本发明中，随着变形道次的增加，轧制温度逐渐降低，作为优选，所述轧制的温度随累积叠轧变形道次的增加从350℃～500℃降至100℃～250℃，对限制轧制变形过程中的晶粒长大以制备超细晶稀土镁合金十分有利。在本发明的一个实施例中，轧制温度随着ARB道次n的增加而降低，为（200-10n）℃。

最后，本发明实施例将最终累积叠轧后的稀土镁合金板材进行最终的退火处理，以消除轧制过程中产生的内应力，并促进板材内部的扩散结合，提高板材的结合强度。所述退火处理的温度优选为200℃～300℃，更优选为200℃～250℃；所述退火处理的保温时间优选为10min～60min，更优选为10min～30min。

本发明实施例的工艺流程参见图1，图1为本发明实施例提供的制备超细晶稀土镁合金的工艺流程图。在图1中，本发明实施例将合金铸锭制成热挤压板材，然后对板材进行表面预处理、等长度切割、板材叠合、中间退火和50%压下量轧制，再次将轧制后的板材等长度切割并去边缘毛刺，重复进行表面预处理、板材叠合、中间退火和50%压下量轧制等，最后对最终累积叠轧后的板材进行最终退火，得到超细晶稀土镁合金板材。

得到超细晶稀土镁合金后，本发明采用Instron万能试验机，对所得超细晶稀土镁合金于室温进行常规的拉伸性能测试。测试结果显示，板材的沿轧向的抗拉强度为400MPa～500MPa，延伸率为5%～10%，表明其具有较好的力学性能。

综上所述，本发明首先通过对铸造稀土镁合金进行热变形加工制备板材原料，然后对板材进行机械加工、表面脱脂及中间退火等处理后，按照设计的厚度叠放在一起，再通过多道次ARB变形及最终的退火处理制备出高性能的超细晶稀土镁合金板材。

本发明首次采用热变形加工-累积叠轧复合工艺成功制备出超细晶稀土镁合金，有效解决了由于合金中粗大的LPSO相分布不均而导致的力学性能恶化的问题。铸造合金的晶粒在多道次的ARB变形后显著细化，分布在初始晶界上尺寸较大的LPSO相破碎并逐渐转变成细小的近球状形态，有效地限制了变形过程中再结晶晶粒的长大，不但显著提高了合金的屈服强度，同时解决了由于大尺寸LPSO相中发生解理断裂而导致的合金室温延展性极差的问题。此外，LPSO相本身具有良好的热稳定性，可以克服传统的Mg-Al系合金在高于120℃使用时Mg₁₇Al₁₂相软化而引起的力学性能急剧下降的问题。

同时，本发明采用的制备工艺相对简单，成本低廉，适于大规模的工业化生产。

为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明提供的超细晶稀土镁合金的制备方法进行具体描述。

以下实施例铸造Mg-Y-Zn合金采用纯度为99.90%的商业高纯镁和纯度为99.90%的纯锌，以及Mg-20%Y稀土中间合金或Y含量大于80%的富Y混合稀土为原料。

实施例1

（1）Mg-Y-Zn合金的铸造：首先用酒精对纯镁锭进行表面清理，用去离子水冲洗、吹干后放入井式电阻熔炼炉中，通入体积比为40:1的CO₂和SF₆的保护气，加热至750℃，待纯镁锭熔化后，加入于300℃预热30min的纯锌锭和Mg-Y稀土中间合金，人工搅拌后静置10min，再降温至720℃倒入45#钢永久型圆柱模具中进行浇铸，铸锭直径为90mm，合金成分为Mg-6.0wt%Y-2.0wt%Zn。

（2）Mg-Y-Zn合金板材的制备：将合金铸锭于330℃保温4h，升温至400℃保温8h，并进行70℃水淬，然后对合金进行热挤压，挤压温度为350℃，挤压比为20：1，挤压速率为2.0mms^-1。

（3）合金板材的表面预处理：将热挤压变形制备的Mg-Y-Zn合金板材加工成尺寸为200mm×100mm×3.0mm，采用丙酮清洗合金板材表面，再将板材依次用NaOH、Na₂CO₃和Na₃PO₄溶液清洗，3min后取出，并用去离子水冲洗干净、吹干，最后用钢丝刷对板材表面进行打磨，获得具有一定粗糙度的待结合表面。

（4）切割、叠放及退火处理：将板材切割成长度相等的两部分，重合叠放在一起，四角用铆钉钉住，以防止后续轧制过程中两层板材由于局域变形不均而导致轧制过程中的分离现象；再将叠放好的板材放入电阻炉中进行退火处理，温度为300℃，保温时间为10min。

（5）轧制：将退火处理后的板材进行轧制复合，轧制速率为600mms^-1，轧制温度为200℃，轧下量为50%。

（6）重复步骤（3）～（5），反复进行多道次的累积叠轧过程，每道次的轧下量为50%，在4道次叠轧后，合金的累积应变量ε₄=3.2。

（7）退火处理：将最终累积叠轧后的Mg-Y-Zn合金板材进行最终退火处理，以消除轧制过程中产生的内应力，并促进板材内部的扩散结合，提高板材的结合强度，退火处理的温度为200℃，保温时间为10min，得到超细晶稀土镁合金。

按照上文所述的方法，对所得超细晶稀土镁合金进行拉伸性能测试，测试结果显示，板材的沿轧向的抗拉强度为400MPa～420MPa，延伸率为8%～10%，表明其具有较好的力学性能。

实施例2

（1）Mg-Y-Zn合金的铸造：首先用酒精对纯镁锭进行表面清理，用去离子水冲洗、吹干后放入井式电阻熔炼炉中，通入体积比为40:1的CO₂和SF₆的保护气，加热至750℃，待纯镁锭熔化后，加入于300℃预热30min的纯锌锭和Mg-Y稀土中间合金，人工搅拌后静置10min，再降温至720℃倒入45#钢永久型圆柱模具中进行浇铸，铸锭直径为90mm，合金成分为Mg-10.0wt%Y-4.0wt%Zn。

（2）Mg-Y-Zn合金板材的制备：将合金铸锭于330℃保温4h，升温至500℃保温24h，并进行70℃水淬，然后对合金进行热挤压，挤压温度为450℃，挤压比为5：1，挤压速率为0.2mms^-1。

（3）合金板材的表面预处理：将热挤压变形制备的Mg-Y-Zn合金板材加工成尺寸为200mm×100mm×3.0mm，采用丙酮清洗合金板材表面，再将板材依次用NaOH、Na₂CO₃和Na₃PO₄溶液清洗，10min后取出，并用去离子水冲洗干净、吹干，最后用钢丝刷对板材表面进行打磨，获得具有一定粗糙度的待结合表面。

（4）切割、叠放及退火处理：将板材切割成长度相等的两部分，重合叠放在一起，四角用铆钉钉住，以防止后续轧制过程中两层板材由于局域变形不均而导致轧制过程中的分离现象；再将叠放好的板材放入电阻炉中进行退火处理，温度为400℃，保温时间为20min。

（5）轧制：将退火处理后的板材进行轧制复合，轧制速率为100mms^-1，轧制温度为500℃，轧下量为50%。

按照上文所述的方法，对所得超细晶稀土镁合金进行拉伸性能测试，测试结果显示，板材的沿轧向的抗拉强度为420MPa～450MPa，延伸率为7%～8%，表明其具有较好的力学性能。

实施例3

（5）轧制：将退火处理后的板材进行轧制复合，轧制速率为600mms^-1，轧制温度随着ARB道次的增加而降低，为（200-10n）℃，n为叠轧道次，0≤n≤10，轧下量为50%。

（6）重复步骤（3）～（5），反复进行多道次的累积叠轧过程，每道次的轧下量为50%，10道次叠轧后，合金的累积应变量ε₁₀=8.0。

按照上文所述的方法，对所得超细晶稀土镁合金进行拉伸性能测试，测试结果显示，板材的沿轧向的抗拉强度为420MPa～450MPa，延伸率为5%～8%，表明其具有较好的力学性能。

实施例4

（1）Mg-Ymm-Zn合金的铸造：首先用酒精对纯镁锭进行表面清理，用去离子水冲洗、吹干后放入井式电阻熔炼炉中，通入体积比为40:1的CO₂和SF₆的保护气，加热至750℃，待纯镁锭熔化后，加入于300℃预热30min的纯锌锭和Y含量大于80%的富Y混合稀土，人工搅拌后静置10min，再降温至720℃倒入45#钢永久型圆柱模具中进行浇铸，铸锭直径为90mm，合金成分为Mg-6.0wt%Ymm-2.0wt%Zn。

（2）Mg-Ymm-Zn合金板材的制备：将合金铸锭于330℃保温4h，升温至400℃保温8h，并进行70℃水淬，然后对合金进行热挤压，挤压温度为350℃，挤压比为20：1，挤压速率为2.0mms^-1。

（3）合金板材的表面预处理：将热挤压变形制备的Mg-Ymm-Zn合金板材加工成尺寸为200mm×100mm×3.0mm，采用丙酮清洗合金板材表面，再将板材依次用NaOH、Na₂CO₃和Na₃PO₄溶液清洗，3min后取出，并用去离子水冲洗干净、吹干，最后用钢丝刷对板材表面进行打磨，获得具有一定粗糙度的待结合表面。

（7）退火处理：将最终累积叠轧后的Mg-Ymm-Zn合金板材进行最终退火处理，以消除轧制过程中产生的内应力，并促进板材内部的扩散结合，提高板材的结合强度，退火处理的温度为200℃，保温时间为10min，得到超细晶稀土镁合金。

按照上文所述的方法，对所得超细晶稀土镁合金进行拉伸性能测试，测试结果显示，板材的沿轧向的抗拉强度为400MPa～430MPa，延伸率为8%～10%，表明其具有较好的力学性能。

实施例5

（1）Mg-Y-Zn合金的铸造：首先用酒精对纯镁锭进行表面清理，用去离子水冲洗、吹干后放入井式电阻熔炼炉中，通入体积比为40:1的CO₂和SF₆的保护气，加热至750℃，待纯镁锭熔化后，加入于300℃预热30min的纯锌锭和Mg-Y稀土中间合金，人工搅拌后静置10min，再降温至720℃倒入45#钢永久型圆柱模具中进行浇铸，铸锭直径为90mm，合金成分为Mg-8.0wt%Y-3.0wt%Zn。

（2）Mg-Y-Zn合金板材的制备：将合金铸锭于330℃保温4h，升温至450℃保温12h，并进行70℃水淬，然后对合金进行热挤压，挤压温度为400℃，挤压比为10：1，挤压速率为1.0mms^-1。

（3）合金板材的表面预处理：将热挤压变形制备的Mg-Y-Zn合金板材加工成尺寸为400mm×100mm×1.0mm，采用丙酮清洗合金板材表面，再将板材依次用NaOH、Na₂CO₃和Na₃PO₄溶液清洗，3min后取出，并用去离子水冲洗干净、吹干，最后用钢丝刷对板材表面进行打磨，获得具有一定粗糙度的待结合表面。

（4）切割、叠放及退火处理：将板材切割成长度相等的四部分，重合叠放在一起，四角用铆钉钉住，以防止后续轧制过程中两层板材由于局域变形不均而导致轧制过程中的分离现象；再将叠放好的板材放入电阻炉中进行退火处理，温度为400℃，保温时间为10min。

（7）退火处理：将最终累积叠轧后的Mg-Y-Zn合金板材进行最终退火处理，以消除轧制过程中产生的内应力，并促进板材内部的扩散结合，提高板材的结合强度，退火处理的温度为200℃，保温时间为30min，得到超细晶稀土镁合金。

按照上文所述的方法，对所得超细晶稀土镁合金进行拉伸性能测试，测试结果显示，板材的沿轧向的抗拉强度为420MPa～460MPa，延伸率为7%～8%，表明其具有较好的力学性能。

由以上实施例可以看出，与传统的热加工方法相比，ABR制备工艺可以根据组织和力学性能的需要，在保持样品尺寸不变的情况下实现较大的变形量，最终实现本发明超细晶稀土镁合金板材的制备。

与快速凝固-粉末冶金法相比，本发明采用热变形加工-ARB复合工艺制备超细晶稀土镁合金，所使用的熔炼炉、挤压机、热处理炉、轧机等均为常规通用设备，可移植性强，成本低廉，并且本发明方法也比较安全。

另外，相对于传统的Mg-Al系变形镁合金，本发明制备的合金中存在着热稳定性较高的LPSO相，极大的提高了合金的高温性能，合金的使用性能能从以往的120℃以下提高至150℃～250℃。

以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。

Claims

1.一种超细晶稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：

a)将稀土镁合金铸锭进行固溶处理，得到固溶处理后的稀土镁合金；

b)将所述步骤a)得到的固溶处理后的稀土镁合金进行热变形加工，得到热变形的稀土镁合金板材，所述热变形加工的温度为350℃～450℃；

c)将所述步骤b)得到的热变形的稀土镁合金板材进行单道次轧下量为50％的累积叠轧，经退火，得到超细晶稀土镁合金，所述累积叠轧具体包括：

将所述步骤b)得到的热变形的稀土镁合金板材依次进行表面预处理、切割、叠放、退火和轧制，并循环进行上述处理；所述退火的温度为300℃～400℃，保温时间为10min～30min，所述轧制的温度为100℃～500℃，所述轧制的速率为100mm·s^-1～600mm·s^-1。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤b)中，所述热变形加工为热挤压，所述热挤压的挤压比为5:1～20:1，所述热挤压的挤压速率为0.2mm·s^-1～2.0mm·s^-1。

3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤b)中，所述热变形的稀土镁合金板材的厚度为5.0mm～10.0mm。

4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述轧制的温度随累积叠轧变形道次的增加从350℃～500℃降至100℃～250℃。

5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤c)中，所述累积叠轧后退火的温度为200℃～300℃，保温时间为10min～60min。

6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤a)中，所述稀土镁合金为Mg-Y-Zn合金，其包含：

6.0wt％～15.0wt％的Y；

2.0wt％～5.0wt％的Zn；

余量为Mg及不可避免的杂质。

7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤a)中，所述稀土镁合金铸锭按照以下方法制备：

8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤a)具体包括：将稀土镁合金铸锭于320℃～340℃进行第一次保温，4h后升温至400℃～500℃进行第二次保温，8h～24h后进行70℃～80℃水淬，得到固溶处理后的稀土镁合金。