CN104451312B - 含微量高熔点元素的高比强度镁合金及其制备方法 - Google Patents

含微量高熔点元素的高比强度镁合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种制备高比强度镁合金的方法。选取低锌含量的镁‑锌二元合金，通过添加纯高熔点铪元素(铪，钒以及钽)方式进行微合金化处理进行合金的熔铸。铸锭在750K保温48小时进行均匀化处理，然后进行400℃下的热挤压变形，挤压速率为5mm/min,挤压比为12:1。高熔点元素微合金化后低锌镁合金挤压后为晶粒的形变组织，具有极强的基面丝织构强度，屈服强度普遍达到320MPa以上，抗拉强度高于360MPa。比强度高于ZK60变形镁合金。

Description

含微量高熔点元素的高比强度镁合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及镁合金设计加工领域，具体地说为一种获得高比强度的变形镁合金的方法。
背景技术
随着汽车、航空、航天、电子以及办公系统等轻量化以及地球环保问题的需求，高比强度轻质变形镁合金的开发和应用越来越受到关注。Mg-Zn-Zr系合金主要有ZE41A、ZE63A、ZE62A、ZK51A和ZK61A等，被认为是工业变形镁合金中强度最高、综合性能好和应用广泛的结构合金。Zn是Mg-Zn-Zr合金的主要强化元素，其强化相为MgZn。当Zn含量为(5-6)wt.％时合金(ZK60系列)强度最高。在热挤压变形态，屈服强度约为260MPa,抗拉强度约为330Pa。ZK6X系列镁合金被誉为比强度最高的结构材料。不足之处在于该种合金为了获得高强度，需要很高含量的密度较大的Zn((5-6)wt.％)元素，高强度主要来自于高Zn的时效强化来实现，Zr的含量也在0.4wt.％以上。热挤压变形态合金的屈服强度不足，只有260MPa,为了提高强度，需要更多的热处理时效工序，增加生产成本，浪费能源。同时合金的密度也较大，也影响了合金的比强度的提高。另外一种获得高强度镁合金的思路在于大量加入稀土元素(RE)，通过形成准晶相或者长程堆垛有序相来强化镁合金。大量加入RE元素，会极大地增加合金的成本，也会使合金的比重大大增加，降低镁合金的比强度。
我国是镁生产和出口大国，如何通过合金设计降低获得高比强度的镁合金变形材的成本是当务之急。在此背景下，本专利提供了利用一种低合金化制备高比强度镁合金的方法，具有合金成分简单、制备工艺简化很多的特点。
发明内容
针对现有高强变形镁合金中存在的上述不足之处，本发明要解决的技术问题在于提供一种不包含稀土元素并且低合金化的高比强度变形镁合金及其制备方法；其合金化程度低于ZK60合金，密度低于ZK60合金，并且热挤压态该合金具有高于320MPa的屈服强度，360MPa的抗拉强度。
本发明所采用如下的技术方案为含微量高熔点元素的高比强度镁合金，其组分为Mg、Zn和高熔点元素；各组分的含量为：Zn2-4wt.％、高熔点元素为0.05～0.1wt.％，余量为Mg。
所述高熔点元素为Hf、V或Ta。
所述合金的屈服强度大于320MPa，拉伸强度大于360MPa。
如上所述的含微量高熔点元素的高比强度镁合金的制备方法，其选取低锌含量的镁-锌二元合金并通过添加纯高熔点元素方式进行微合金化的原则进行合金的成分的设计和制备来获得高比强度镁合金；其具体过程如下：按比例选取原料纯Mg、Zn和高熔点元素；在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为970-980K。熔炼时间为15-25分钟；然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的高熔点元素，熔炼温度提高到1000-1050K进行精炼合 金化，熔炼时间为45-55分钟；把炉温降低到980-990K,进行浇注成圆棒铸锭；铸锭在750K保温48小时进行均匀化处理，然后进行400℃下的热挤压变形，挤压速率为5mm/min,挤压比为12:1；得到高比强度镁合金棒材。
本发明具有如下的优点及有益效果：
1)、采用较少的合金元素并通过简单的熔铸以及热挤压工艺实现高比强镁合金结构材料的制备，由于免除了热挤压后续的时效工序，节约了能源，降低了成本。
2)、应用纯高熔点元素“溶解“的方法熔炼镁合金，溶解的高熔点元素在镁合金中分布均匀，具有极强的组织细化效果。
3)、Mg-Zn合金价格比较便宜，高熔点元素加入量为微量，故而合金的成本很低。材料制备工艺简单，合金采用常规的工艺即可实现。产业化投资对于一般工厂可利用现有设备即可，投资低廉。
4)、热挤压态镁合金合金开具有极高比强度，高于ZK60系列镁合金的比强度。可作为工程应用的极好的镁合金的结构材料，可加工成多种形式的产品，在汽车、3C产业和航空航天上有广泛的应用。
附图说明
图1为本发明实施例1的Mg-2Zn-0.1Hf合金与Mg-2Zn合金的铸态组织形貌；
图2为本发明实施例的Mg-2Zn-0.1Hf合金与Mg-2Zn合金的热挤压态组织形貌以及(0001)织构极图；
图3为本发明实施例的Mg-2Zn-0.1Hf合金的透射电镜观察；
图4为本发明实施例的Mg-2Zn-0.1Hf合金与Mg-2Zn合金的热 挤压态的室温拉伸性能曲线；
具体实施方式
下面结合附图及实施例对本发明进行详细地说明：
本发明将Mg-(2-4wt.％)Zn-(0.1wt.％)X(X＝Hf,V,Ta)合金进行熔铸，其中高熔点Hf,V,Ta以纯金属元素加入的方式进行合金化。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.将获得挤压棒材沿着挤压方向测试室温拉伸性能，拉伸速率为10-3s.
实施例1
采用纯Mg,Zn,Hf元素，按Mg-2Zn-0.1Hf(质量比)进行配制合金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的Hf元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。图1为Mg-2Zn-0.1Hf合金与Mg-2Zn合金的铸态组织形貌，可见加入微量Hf可明显细化Mg-2Zn合金的铸造组织。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.图2为Mg-2Zn-0.1Hf合金与Mg-2Zn合金的热挤压态组织形貌以及(0001)织构图。可见挤压态Mg-2Zn-0.1Hf合金组织为晶粒的形变组织，再结晶程度很低。挤压态Mg-2Zn-0.1Hf合金也表现出极强的丝织构类型。图3为Mg-2Zn-0.1Hf合金的透射电镜观察，可见合金析出了细层片的第二相。这些都为该合金获得高强度打下冶金基础。挤压态Mg-2Zn-0.1Hf合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到的拉伸曲线见附图4.可见屈服强度达到321MPa，拉伸强度364MPa。其比强度大于 ZK60镁合金。
实施例2
采用纯Mg,Zn,Hf元素，按Mg-3Zn-0.1Hf(质量比)进行配制合金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的Hf元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.挤压态Mg-3Zn-0.1Hf合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到屈服强度达到329MPa以上，拉伸强度大于370MPa。其比强度大于ZK60镁合金。
实施例3
采用纯Mg,Zn,Hf元素，按Mg-4Zn-0.1Hf(质量比)进行配制合金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的Hf元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.挤压态Mg-4Zn-0.1Hf合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到屈服强度达到318MPa以上，拉伸强度大于368MPa。其比强度大于ZK60镁合金。
实施例4
采用纯Mg,Zn,V元素，按Mg-2Zn-0.1V(质量比)进行配制合 金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的V元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.挤压态Mg-2Zn-0.1V合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到屈服强度达到329MPa以上，拉伸强度为379MPa。其比强度大于ZK60镁合金。
实施例5
采用纯Mg,Zn,V元素，按Mg-3Zn-0.1V(质量比)进行配制合金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的V元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.挤压态Mg-3Zn-0.1V合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到屈服强度达到315MPa以上，拉伸强度大于373MPa。其比强度大于ZK60镁合金。
实施例6
采用纯Mg,Zn,V元素，按Mg-4Zn-0.1V(质量比)进行配制合金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的V元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.挤压态Mg-4Zn-0.1V合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到屈服强度达到325MPa以上，拉伸强度大于370MPa。其比强度大于ZK60镁合金。
实施例7
采用纯Mg,Zn,Ta元素，按Mg-2Zn-0.1Ta(质量比)进行配制合金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的Ta元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.挤压态Mg-2Zn-0.1Ta合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到屈服强度达到330MPa以上，拉伸强度为376MPa。其比强度大于ZK60镁合金。
实施例8
采用纯Mg,Zn,Ta元素，按Mg-3Zn-0.1Ta(质量比)进行配制合金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的Ta元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.挤压态Mg-3Zn-0.1Ta合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到屈服强度达到330MPa以上，拉伸强度大于378MPa。其比强度 大于ZK60镁合金。
实施例9
采用纯Mg,Zn,Ta元素，按Mg-4Zn-0.1Ta(质量比)进行配制合金。首先，在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为973K。熔炼时间为20分钟。然后添加Zn以及粒度在1mm左右表面粗糙的Ta元素，熔炼温度提高到1023K进行精炼合金化，熔炼时间为50分钟。然后，把炉温降低到983K,进行浇注成圆棒。铸锭经过750K温度下48h均匀化处理后，进行热挤压变形处理。热挤压温度为673K,挤压速度为5mm/min,挤压比为12:1.挤压态Mg-4Zn-0.1Ta合金在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为10-3s，得到屈服强度达到331MPa以上，拉伸强度大于374MPa。其比强度大于ZK60镁合金。

Claims (1)

1.含微量高熔点元素的高比强度镁合金，其组分为Mg、Zn和高熔点元素；各组分的含量为：Zn 2-4wt.％、高熔点元素为0.05～0.1wt.％，余量为Mg；所述高熔点元素为Hf、V或Ta；所述镁合金的屈服强度大于320MPa，拉伸强度大于360MPa；所述的含微量高熔点元素的高比强度镁合金的制备方法，其选取低锌含量的镁-锌二元合金并通过添加纯高熔点元素方式进行微合金化的原则进行合金的成分的设计和制备来获得高比强度镁合金；其具体过程如下：按比例选取原料纯Mg、Zn和高熔点元素；在添加覆盖剂的前提下在电阻炉里进行Mg的熔化，电阻炉设定温度为970-980K；熔炼时间为15-25分钟；然后添加Zn以及粒度在1mm表面粗糙的高熔点元素，熔炼温度提高到1000-1050K进行精炼合金化，熔炼时间为45-55分钟；把炉温降低到980-990K，进行浇注成圆棒铸锭；铸锭在750K保温48小时进行均匀化处理，然后进行400℃下的热挤压变形，挤压速率为5mm/min，挤压比为12:1；得到高比强度镁合金棒材。
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