CN103695741B - 一种Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及镁合金领域,具体为一种Mg‐Zn‐Al‐Sn‐Mn系镁合金及其制备方法,解决现有技术中含锆镁合金成本较高,以及不含锆镁合金力学性能较低等问题。该镁合金是含Zn、Al、Sn、Mn等合金元素,并具有高强度、高塑性的变形镁合金材料。合金中同时含有Zn、Al、Sn、Mn,各组份质量百分含量为:Zn:4.0~8.0%;Al:1.0~6.0%;Sn:0.5~6%;Mn:0.3~2.0%;其余为镁和不可避免杂质。采用工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯Al、工业纯Sn和Mg‐10.0wt%Mn中间合金为原材料,通过熔炼和挤压成型获得所述镁合金。本发明镁合金在铸态和挤压态条件下可获得高的强度和优良的塑性,不含贵重金属元素,具有良好的挤压性能和成型性能。
Description
技术领域
本发明涉及镁合金领域,具体为一种Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金及其制备方法,该镁合金是含Zn、Al、Sn、Mn等合金元素,并具有高强度、高塑性的变形镁合金材料。
背景技术
由于镁合金具有质轻、减震、电磁屏蔽性能好、良好的切削加工性等的优点,在航空航天、电子产品、汽车等行业具有重要应用价值和广泛应用前景。
然而,镁合金为典型密排六方结构,室温变形时只有单一的基面滑移系,变形能力较差,限制了镁合金的应用。目前应用最多的变形镁合金系主要有AZ、ZK、AM系,大部分高强度镁合金都含有锆,典型牌号为ZK60,抗拉强度达到340MPa,伸长率为9%,但贵金属Zr的存在使得合金成本较高,限制了应用;不含锆的镁合金,典型的有AZ31和AM60,虽然价格便宜,但强度较低,力学性能达不到工业需求。因此,发展一种不含锆的、综合性能良好的镁合金具有重要意义。
发明内容
本发明的目的在于提供一种Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金及其制备方法,解决现有技术中含锆镁合金成本较高,以及不含锆镁合金力学性能较低等问题,所述镁合金材料为高强度、高塑性的变形镁合金材料,通过挤压变形后选择合理的热处理工艺获得优良的力学性能。
本发明采用的技术方案:
一种Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金,合金中同时含有Zn、Al、Sn、Mn,各组份质量百分含量为:Zn:4.0~8.0%;Al:1.0~6.0%;Sn:0.5~6%;Mn:0.3~2.0%;其余为镁和不可避免杂质。
所述的Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金,优选的,各组份质量百分含量为:Zn:4.0~8.0%;Al:1.0~4.0%;Sn:1.0~5.0%;Mn:0.3~2.0%;其余为镁和不可避免杂质。
所述的Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金,更优选的,各组份质量百分含量为:Zn:4.0~6.0%;Al:2.0~3.0%;Sn:2.0~4.0%;Mn:0.5~1.5%;其余为镁和不可避免杂质。
本发明镁合金中,不可避免杂质元素含量低于1.0wt%。
本发明确定合金成分的设计思想是:
(1)采用Zn作为第一组分,其质量百分含量为4.0~8.0%,Zn的最高固溶度为6.2%,具有固溶强化和时效强化的双重作用,然而高Zn镁合金结晶温度区间大,流动性大大降低,铸造性能变差,有引起疏松和热裂倾向。
(2)Al含量1.0~6.0%,Al元素具有良好固溶强化和第二相强化能力,可以改善Mg-Zn合金的铸造性能,并且通过控制Zn和Al元素的添加比例,还可引入Mg32(Al,Zn)49高温强化相。
(3)Sn含量为0.5~6%,Sn元素能提高合金塑性变形能力,降低热加工时的开裂倾向,具有显著时效强化能力,形成的Mg2Sn相可改善合金高温性能。
(4)Mn可以改善挤压Mg-Zn-Al-Zn合金的组织形貌,细化晶粒,提高合金力学性能,Mn元素含量为0.3~2.0%。
本发明镁合金材料通过挤压变形可以获得传统高强镁合金的强度,同时伸长率大大提高,并且可以通过后续热处理进一步提高材料力学性能,不含贵金属,成本低。
本发明Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金的制备方法,采用工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯Al、工业纯Sn和Mg-10.0wt%Mn中间合金为原材料,通过熔炼和挤压成型获得所述镁合金,具体步骤包括:
(1)合金熔炼与浇铸:先将纯Mg、纯Zn、纯Al、Mg-10wt%Mn中间合金在150~200℃下预热20~30分钟,将纯Sn在100~150℃下预热20~30分钟;在通有CO2和SF6混合气体保护的电阻炉中加热纯镁,在700~720℃保温使母料全部熔化,然后加入预热过的纯Zn、纯Sn、纯Al和Mg-10%wtMn中间合金,升温至730~750℃后保温20~30分钟,待合金化元素完全熔解,搅拌均匀,静置保温20分钟后降温到690~710℃,在CO2和SF6混合气体保护下浇铸成锭;
(2)合金的挤压加工:将上述铸锭进行机加工至合适尺寸,然后在310~350℃下固溶2~12小时,再升温至390~430℃固溶2~8小时,最后在挤压机上挤压成型,空冷至室温。
(3)挤压材的热处理工艺:采用双级时效工艺(T5),首先在60~80℃下时效4~24小时,然后在160~225℃下时效1~8小时,空冷至室温。
所述的Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金的制备方法,CO2和SF6混合气体中,按体积百分比计,CO2占99~99.5%,SF6占0.5~1.0%。
本发明的优点及有益效果如下:
(1)采用Zn作为第一合金化元素,保证了固溶强化和时效强化效果,Al元素的加入改善了Mg-Zn二元合金的铸造性能,并且通过控制Zn和Al元素的添加比例,可以引入Mg32(Al,Zn)49高温强化相;Sn元素的加入提高了合金的塑性变形能力,同时Mg2Sn相的形成可以改善合金高温性能,加入少量Mn元素可以在尽量不降低塑性的同时改善挤压合金的组织形貌,提高合金力学性能。
(2)本发明镁合金材料不含贵金属,成本低,通过挤压变形可以获得传统高强镁合金的强度,同时伸长率大大提高,并且可以通过后续热处理进一步提高材料力学性能。
(3)本发明挤压态合金室温抗拉强度可以达到310MPa以上,屈服强度达到190MPa以上,伸长率达到18%以上,经时效处理后,屈服强度可以达到230MPa以上,延伸率仍可达到16%以上。
(4)本发明合金可以实现在250℃挤压成型,具有良好地低温成型能力。
附图说明
图1为本发明镁合金(实施例1)铸态时在325℃、应变速率为0.1s-1下的真应力-应变曲线。
图2为本发明镁合金(实施例1)的挤压态金相组织照片。
图3为本发明镁合金(实施例2)的挤压态金相组织照片。
图4为本发明镁合金(实施例3)的挤压态金相组织照片。
图5为本发明镁合金(实施例4)的挤压态金相组织照片。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明进一步详细说明。
实施例1:
合金成分(质量百分比)为:Zn为4.0%,Al为3.0%,Sn为2.0%,Mn为1.2%,其余为镁和不可避免杂质。
实施例2:
合金成分(质量百分比)为:Zn为5.0%,Al为2.0%,Sn为2.0%,Mn为0.8%,其余为镁和不可避免杂质。
实施例3:
合金成分(质量百分比)为:Zn为5.0%,Al为2.0%,Sn为3.0%,Mn为0.6%,其余为镁和不可避免杂质。
实施例4:
合金成分(质量百分比)为:Zn为4.0%,Al为3.0%,Sn为2.0%,Mn为1.5%,其余为镁和不可避免杂质。
按上述实施例的成分配比,用如下方法得到本发明镁合金材料:
(1)合金熔炼与浇铸:先将纯Mg、纯Zn、纯Al、Mg-10wt%Mn中间合金在150~200℃(实施例1为150℃,实施例2为160℃,实施例3为190℃,实施例4为200℃)下预热20~30分钟(实施例1为30分钟,实施例2为25分钟,实施例3为20分钟,实施例4为22分钟),将纯Sn在100~150℃(实施例1为100℃,实施例2为120℃,实施例3为130℃,实施例4为150℃)下预热20~30分钟(实施例1为30分钟,实施例2为25分钟,实施例3为20分钟,实施例4为22分钟);在通有CO2和SF6混合气体保护的电阻炉中加热纯镁,在700~720℃(实施例1为700℃,实施例2为720℃,实施例3为710℃,实施例4为715℃)保温使母料全部熔化,然后加入预热过的纯Zn、纯Sn、纯Al和Mg-10wt%Mn中间合金,升温至730~750℃(实施例1为730℃,实施例2为740℃,实施例3为750℃,实施例4为735℃)后保温20~30分钟(实施例1为30分钟,实施例2为25分钟,实施例3为20分钟,实施例4为22分钟),待合金化元素完全熔解,搅拌均匀,静置保温20分钟后降温到690~710℃(实施例1为690℃,实施例2为700℃,实施例3为710℃,实施例4为695℃),在CO2和SF6混合气体保护下浇铸成锭;CO2和SF6混合气体中,按体积百分比计,CO2占99~99.5%,SF6占0.5~1.0%。
(2)合金的挤压加工:将上述铸锭进行机加工至合适尺寸,然后在310~350℃(实施例1为310℃,实施例2为320℃,实施例3为350℃,实施例4为340℃)下固溶2~12小时(实施例1为12小时,实施例2为10小时,实施例3为10小时,实施例4为2小时),再升温至390~430℃(实施例1为390℃,实施例2为400℃,实施例3为410℃,实施例4为430℃)固溶2~8小时(实施例1为8小时,实施例2为6小时,实施例3为4小时,实施例4为2小时),最后在挤压机上挤压成型,空冷至室温。挤压参数如表1所示。
表1本发明镁合金材料主要挤压参数
(3)挤压材的热处理工艺:采用双级时效工艺(T5),首先在60~80℃(实施例1为60℃,实施例2为70℃,实施例3为80℃,实施例4为75℃)下时效4~24小时(实施例1为24小时,实施例2为16小时,实施例3为8小时,实施例4为4小时),然后在160~225℃(实施例1为160℃,实施例2为180℃,实施例3为200℃,实施例4为225℃)下时效1~8小时(实施例1为8小时,实施例2为6小时,实施例3为4小时,实施例4为1小时),空冷至室温。
本发明实施例1~4挤压态和热处理态下的室温力学性能如表2所示。
表2本发明所述镁合金材料的室温力学性能
如图1所示,从实施例1铸态时在325℃、应变速率为0.1s-1下的真应力-应变曲线可以看出,真应力-真应变曲线表现出明显的动态再结晶特征。首先,随应变增加应力增大,曲线斜率为正值,这时加工硬化占主导作用;当达到一个临界变形量,开始发生动态再结晶,曲线斜率逐渐减小,随着应变进一步加大,动态再结晶速度加快,由此引起的软化作用逐渐可以抵消加工引起的硬化,当二者达到平衡时,应力达到峰值,曲线斜率降低为零;随后,流变应力逐渐降低并趋于一个稳定值,也就是加工硬化和动态再结晶软化在持续变形过程中保持平衡,流变应力维持在一个稳定的范围。
如图2~图5所示,从实施例1至实施例4的挤压态金相组织照片可以看出,合金均发生了完全的动态再结晶,形成了均匀的等轴晶粒。
实施例结果表明,本发明镁合金在铸态和挤压态条件下可获得高的强度和优良的塑性,不含贵重金属元素,具有良好的挤压性能和成型性能。
Claims (2)
1.一种Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金,其特征在于,合金中同时含有Zn、Al、Sn、Mn,各组份质量百分含量为:Zn5.0%;Al2.0%;Sn2.0%;Mn0.8%;其余为镁和不可避免杂质;
(1)合金熔炼与浇铸:先将纯Mg、纯Zn、纯Al、Mg-10wt%Mn中间合金在160℃下预热25分钟,将纯Sn在120℃下预热25分钟;在通有CO2和SF6混合气体保护的电阻炉中加热纯镁,在720℃保温使母料全部熔化,然后加入预热过的纯Zn、纯Sn、纯Al和Mg-10wt%Mn中间合金,升温至740℃后保温25分钟,待合金化元素完全熔解,搅拌均匀,静置保温20分钟后降温到700℃,在CO2和SF6混合气体保护下浇铸成锭;CO2和SF6混合气体中,按体积百分比计,CO2占99~99.5%,SF6占0.5~1.0%;
(2)合金的挤压加工:将上述铸锭进行机加工至合适尺寸,然后在320℃下固溶10小时,再升温至400℃固溶6小时,最后在挤压机上挤压成型,挤压速度12mm·s-1,挤压比40,空冷至室温;
(3)挤压材的热处理工艺:采用双级时效工艺,首先在70℃下时效16小时,然后在180℃下时效6小时,空冷至室温。
2.一种Mg-Zn-Al-Sn-Mn系镁合金,其特征在于,合金中同时含有Zn、Al、Sn、Mn,各组份质量百分含量为:Zn5.0%,Al2.0%,Sn3.0%,Mn0.6%;其余为镁和不可避免杂质;
(1)合金熔炼与浇铸:先将纯Mg、纯Zn、纯Al、Mg-10wt%Mn中间合金在190℃下预热20分钟,将纯Sn在130℃下预热20分钟;在通有CO2和SF6混合气体保护的电阻炉中加热纯镁,在710℃保温使母料全部熔化,然后加入预热过的纯Zn、纯Sn、纯Al和Mg-10wt%Mn中间合金,升温至750℃后保温20分钟,待合金化元素完全熔解,搅拌均匀,静置保温20分钟后降温到710℃,在CO2和SF6混合气体保护下浇铸成锭;CO2和SF6混合气体中,按体积百分比计,CO2占99~99.5%,SF6占0.5~1.0%;
(2)合金的挤压加工:将上述铸锭进行机加工至合适尺寸,然后在350℃下固溶10小时,再升温至410℃固溶4小时,最后在挤压机上挤压成型,挤压速度13mm·s-1,挤压比80,空冷至室温;
(3)挤压材的热处理工艺:采用双级时效工艺,首先在80℃下时效8小时,然后在200℃下时效4小时,空冷至室温。
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