CN107747014B

CN107747014B - 一种具有高延展性高强镁合金及其制备方法

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Publication number: CN107747014B
Application number: CN201711017212.0A
Authority: CN
Inventors: 张志强; 尹思奇; 宝磊; 乐启炽; 崔建忠
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2017-10-26
Filing date: 2017-10-26
Publication date: 2019-09-24
Anticipated expiration: 2037-10-26
Also published as: CN107747014A

Abstract

本发明属于金属材料及冶金技术领域，具体涉及一种具有高延展性高强镁合金及其制备方法。所述镁合金的组分及其质量百分比为：6.0～9.0％的Zn，3.0～6.0％的Gd，0.4～1.0％的Zr，0.05～0.20％的Sr，0.05～1.5％的Y，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd原子比为2.8～4.0。采用电磁半连续铸造方法制备镁合金锭坯，锭坯经均匀化退火后进行表面车削，然后进行加热并采用反向挤压装置对锭坯进行反向挤压，挤压后的棒材进行热处理。通过上述工艺方法制备该合金棒材在室温下具有较高的强度，在中低温下具有较高的伸长率，可达超塑性特征，为后续深加工二次成形制备具有良好性能的变形镁合金产品提供新的材料及新的方法。

Description

一种具有高延展性高强镁合金及其制备方法

技术领域

本发明属于金属材料及冶金技术领域，具体涉及一种具有高延展性高强镁合金及其制备方法。

背景技术

由于镁合金具有密度小，比刚度和比强度高，而且有着优良导热性能、电磁屏蔽性能、阻尼性能、切削加工性和减震性能，同时具有尺寸稳定、无污染、易回收等一系列优点，是结构轻量化理想材料，在汽车、航空航天、国防及3C产品等工业中有着广阔的商业应用前景。但镁合金的晶体结构属密排六方结构，其塑性变形能力差，大大增加镁合金塑性加工的难度和生产制备成本，因此目前镁合金产品主要是以铸件的形式应用。众所周知，镁合金材料经塑性变形加工后获得的产品性能明显优于铸造产品的性能，为此近年来国内外学者在新型镁合金材料开发研究中，已经开始重视通过调控镁合金中合金相种类、形貌、大小及分布并结合制备工艺等方式，来获得易于加工并具有高性能的镁合金材料。

在镁合金获得广泛应用的同时，对其性能提出更高的要求。国外已在变形镁合金新合金、新工艺等方面开展大量的研究工作，美国L.Gaines等人在1996年就变形镁合金在汽车上的应用向美国政府提交专门报告，并在Argonne国家实验室和Volvo公司开展一系列研究，取得一定成果，推动北美地区变形镁合金在汽车上的应用。日本的R.Matsumoto和K.Osakada等人在镁合金温锻方面开展相应的研究，并对镁合金温锻过程中的摩擦和润滑作深入的研究。2003年在德国柏林召开的第六届镁合金及其应用国际会议上，发表多项关于变形镁合金成形强化的研究成果，德国汉诺威大学的F.W.Bach等人研究变形镁合金的轧制工艺，大幅提高其成形性能；新加坡国立大学的J.C.F.Chan等人研究应变强化及工艺参数对变形镁合金锻造性能的影响；澳大利亚M.R.Barnett等人研究铝含量对镁合金挤压成形极限的影响。大大加快了变形镁合金的应用，拓宽镁合金的应用范围。美国加州理工学院Duwez教授及其同事于1960年首次采用溅射法获得快速凝固组织，开始快速凝固研究的历史。湖南大学也开展AZ31的快速凝固试验研究。

小坂田等对镁合金ZK60(MB15)的锻造及挤压工艺进行试验研究，得出的主要结论有：(1)200℃以下发生剪切断裂；(2)200～300℃有显著的加工软化现象，变形不稳定，试件呈蘑菇状，交叉部位晶粒细化；(3)最佳锻造温度为：300～400℃，镦粗压下量可达70％，试件呈桶状，晶粒变化不大；(4)400℃以上坯料发生严重氧化；(5)200～400℃温度下流动应力均出现加工软化。他们还进行反挤压实验，最后得出镁合金的适合挤压温度为200～250℃，在该温度下试件无破裂，底厚可达1mm。西安理工大学的翟秋亚等采用500T挤压机试验研究挤压变形对AZ31镁合金组织和性能的影响。挤压变形可显著地细化镁合金晶粒并提高镁合金的力学性能。变形后合金的抗拉强度达275～285MPa，显著的提高AZ31的强度。洛阳工学院的陈拂晓等对变形镁合金MB26进行超塑性实验研究。研究结果发现，MB26在250～480℃的范围内，应变率为1.67×10^-3～4.1×10^-2s^-1时具有超塑性。在350～450℃温度范围内有良好的超塑性，延伸率高于520％，在400℃应变速率为1.17×10^-2s^-1时延伸率达到1450％。流动应力仅为8.7MPa，应变速率的敏感性为M＝0.6，温度对超塑性的影响大于应变速率，MB26的超塑温度比MB15高100℃，应变率高10倍。哈尔滨工业大学的吕炎利用等温锻造成功的成形镁合金机匣。上海交通大学的刘满平等研究工业态AZ31镁合金在温度623～723K和应变速率1×10^-5～1×10^-3s^-1范围内的超塑性变形行为。结果表明，工业态AZ31镁合金表现出良好的超塑性，其最高断裂延伸率达到314％。哈尔滨工业大学的丁水等对轧制态MB15镁合金进行超塑性能研究，得出在最佳变形温度340℃，应变速率ε＝5.56×10^-4s^-1时，获得应变速率敏感指数m值为0.51，延伸率δ为415％，此时流动应力σ仅为11MPa。并且，分析在最佳变形温度下应变速率对材料超塑性能及晶粒尺寸的影响。上海交通大学的尉胤红等研究轧制态AZ91镁合金在实验温度为350℃～425℃(0.67T_m～0.76T_m)以及应变速率为10^- ³s^-1～100s^-1下的超塑性变形能力及其特征。

由于镁合金自身晶体结构的特点，难以进行塑性加工。在这种情况下，如何在保证镁合金高强的同时提高其延展性，是为大幅度提高镁合金用量的关键。目前，高强度镁合金研究方面取得很大的进展。对于不含稀土的高强镁合金来说，主要包括Mg-Al系和Mg-Zn系。为提高Mg-Al系合金强度，主要是要对Mg₁₇Al₁₂相的特征、生长方式进行控制，也就是控制该相的析出动力学条件和选择适当的变质剂进行处理。研究发现Ca、Ti、Sb、Pb和Sr等元素可阻碍Mg₁₇Al₁₂相的生成，大大提高合金的强度，但生成新相后也大大降低合金的延展性。而Mg-Zn系合金是被广泛应用的变形镁合金，具有良好的可时效强化能力。虽然该合金在综合性能明显优于Mg-Al系合金。但对于Mg-Al系和Mg-Zn系合金来说，合金在中低温下的延展性并不高，伸长率为30～60％，这样的塑性还不足以满足进一步的塑性加工的能力。对于含稀土的高强镁合金来说，目前主要集中在Mg-RE系合金，这类合金强度明显优于Mg-Al系和Mg-Zn系合金，但延展性明显降低，室温伸长率为5～10％，中低温下合金的伸长率也仅为20～40％。含有大量Li的镁合金延展性较好，这主要是大量Li的加入改变镁合金的晶体结构，增加滑移系，但合金的强度有大大降低。在这种情况下，镁合金超塑性变形受到越来越多国内外学者的关注。但为了提高镁合金延展性，超塑性需要在一定的条件下(变形温度、变形速度、特定的变形组织等等)才得以实现，这就增加制备的复杂程度。

镁合金的一个重要缺点是晶粒粗大和分布不均匀，给强度和塑性带来极坏的影响，AZ92合金晶粒度对铸件力学性能有着显著影响。因此，晶粒细化是镁台金化必须考虑的重要问题之一。

Mg-Al合金晶粒细化的传统方法是对液态合金进行过热处理，将合金过热到850℃左右，保温30分钟，然后快冷到铸造温度浇注。这种处理最适于砂模铸造，尤其是含Al、Mn和杂质Fe的合金细化效果最为明显。但细化原因还没有一致的看法，Nelson用电子衍射研究Mg-8Al-0.2Mn合金后指出，过热处理的合金有MnAl₄相(六方晶格)存在，但在715℃以下或1000℃加热的合金，没有这种含Mn相存在。据此他认为MnAl₄或具有六方晶格的其他高熔点化合物在结晶过程中起晶核作用，是晶粒细化的主要原因。

另一种观点认为液态合金冷却到铸造温度结晶出来的Al₄C₃化合物是结晶核心。现在熔炼含Al合金常用的挥发性含C化合物，如甲烷、丙烷、四氯化碳、六氯乙烷或固体炭粉等，有明显的细化晶粒作用，就可能是液态合金中的Al与C反应生成从Al₄C₃或A1N·Al₄C₃等结晶核心的结果。

过热处理法的缺点是只适用于Mg-Al系合金，而且必须快速冷却到铸造温度在短时间内即铸造完毕，否则过热处理效果即消失，铸造工艺难以控制。

在德国还发展另一种处理方法，向液体合金中加入少量无水FeCl₃，生成高熔点含Fe化合物，起结晶核心作用。这种方法的缺点是FeCl₃易于潮解，还原到Mg合金中的Fe(0.005％)有抗蚀性。加Mn可以消除Fe的有害影响，但能降低FeCl₃的细化效果。后来发现Zr是Mg合金的有效晶粒细化剂，Zr在液态Mg中的溶解度虽不大(645℃，0.58％)，但在固态Mg中却有很高的溶解度，加入0.2％～0.7％Zr即能显著细化晶粒，消除铸件的显微缩孔或疏松，改善铸锭质量和塑性加工性能。此外，Zr还有净化作用，同杂质Fe形成Zr₂Fe₃和ZrFe₂化合物，沉积于坩埚底部，使合金的纯度和抗蚀性提高。

值得说明的是，Zr必须充分溶解在Mg液中才有细化晶粒的作用，在理论上溶于Mg液中的Zr必须超过0.58％，才能得到预期的效果。为了保证达一点，在坩埚底部必须保持过剩的Zr，才能保证Mg液中溶解足够的Zr。因此在浇铸前应避免倒换坩埚，应直接用原坩埚铸造，否则Mg液中溶解的Zr量会立即下降。如果必须倒换坩埚，应向新坩埚中补加Zr，以保证晶粒细化效果。

晶粒细化是提高镁合金铸件性能的重要途径。镁合金晶粒越细小，其力学性能和塑性加工性能越好。在熔炼镁合金过程中晶粒细化操作处理得当，则可以降低铸件凝固过程中的热裂倾向。此外，镁合金经过晶粒细化处理后铸件中的金属间化合物相更细小且分布更均匀，从而缩短均匀化处理时间或者至少可以提高均匀化处理效率。因此，镁合金的品粒细化尤为重要。镁合金在熔炼过程中细化晶粒的方法有两类，即变质处理和强外场作用。前者的机理是在合金液中加入高熔点物质，形成大量的形核质点，以促进熔体的形核结晶，获得晶粒微细的组织。后者的基本原理是对合金熔体施以外场(加电场、磁场、超声波、机械振动和搅拌等)以促进熔体的形核，并破坏已形成的枝品，成为游离晶体，使晶核数量增加，还可以强化熔体中的传导过程，消除成分偏析。此外，快速凝固技术也能提高镁合金的形核率，抑制品核的长大而显著细化晶粒组织。变质处理在镁台金铸造生产实际中助应用非常广泛。早期人们果用一种过热变质处理法，即将经过锗炼处理的镁合金熔体过热到1148～1198K，保温10～15miR后快速冷却到浇注温度，再进行挠注，具有细化晶粒的作用。研究表明，过热变质处理能显著细化zM5合金中的Ma，A112相.但是这种工艺存在很大的缺点。在过热变质处理过程中，镁合金熔体的过热温度很高，从而明显增加镁的烧损，降低坩埚的使用寿命和生产效率，增加熔体中的铁含量和能源消耗。因此，过热变质处理在生产实际中应用并不普遍。

基于上述状况，有必要开发一种成分简单，制备工艺容易，在室温下具有高强度兼具在中低温下具有高延展性的镁合金及其制备方法，为易于高延展性高强镁合金变形材制备提供新的材料及新的方法，进而扩大镁合金的应用。

发明内容

针对现有技术存在的问题，本发明提供一种具有高延展性高强镁合金及其制备方法，该工艺方法成本低且简便易行，获得的镁合金在室温下具有较高的强度，在中低温下具有较高的伸长率，使得此类镁合金具有比传统商业镁合金具有更优越的力学性能和良好的成形性。

本发明的技术方案是：

本发明提供一种具有高延展性高强镁合金，合金中各组份及其质量百分比为：6.0～9.0％的Zn，3.0～6.0％的Gd，0.4～1.0％的Zr，0.05～0.20％的Sr，0.05～1.5％的Y，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量。

优选地，Zn/Gd的原子比为2.5～4.0，晶粒平均尺寸为8～20μm。

优选地，合金中各组份及其质量百分比为：7.0～9.0％的Zn，5.0～6.0％的Gd，0.6～1.0％的Zr，0.05～0.20％的Sr，0.2～1.5％的Y，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，Zn/Gd的原子比为2.8～4.0，晶粒平均尺寸为8～20μm。

优选地，合金中各组份及其质量百分比为：7.0％Zn，5.0％Gd，0.05％Sr，1.0％Y和0.6％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为3.4。

优选地，合金中各组份及其质量百分比为：7.0％Zn，4.5％Gd，0.1％Sr，0.5％Y和0.5％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为3.7。

优选地，合金中各组份及其质量百分比为：8.0％Zn，6.7％Gd，0.1％Sr，0.5％Y和0.8％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为2.9。

优选地，合金中各组份及其质量百分比为：6.0％Zn，4.5％Gd，0.05％Sr，1.2％Y和0.6％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为3.2。

所述的具有高延展性高强镁合金的制备方法，包括下述步骤：

(1)将Mg、Zn、Gd、Y、Sr和Zr按所述的成分配料，其中Mg和Zn以工业纯Mg和纯Zn的形式添加，Gd、Y、Sr和Zr分别以Mg-Gd、Mg-Y、Mg-Sr和Mg-Zr中间合金的形式添加；

(2)将所述原料分别置于烘箱中进行预热，预热温度为150～200℃，预热时间为2～3h；

(3)将熔化炉升温至650～750℃，将已预热的纯Mg、Mg-Gd和Mg-Y中间合金放入熔化炉中进行熔化，熔化过程中需通入保护气体和覆盖剂加以保护，待上述原料全部熔化后，采用搅拌器对合金液搅拌5～10min使其均匀混合，然后清除合金液表面的熔渣；

(4)将上述合金液升温至780～800℃后分批次加入Mg-Zr中间合金，待中间合金完全熔化后进行充分搅拌；将合金液温度降至720～740℃加入纯Zn和Mg-Sr中间合金，待其完全熔化后；采用Ar气和溶剂对合金液进行精炼处理，熔体经搅拌和扒渣后在700～720℃保温静置30～60min进行铸造；

(5)对步骤(4)中铸造的锭坯放入带有循环风的电阻式加热炉中进行双级均匀化处理，均匀化处理制度为：在300～350℃保温2～5h后升温至400～500℃保温8～10h；

(6)对步骤(5)中均匀化后的锭坯进行表面车削，将锭坯直径和长度加工到与挤压机挤压筒内径和长度相匹配；将加工好的锭坯放入加热炉中加热到300～400℃后，保温2～5h；

(7)对步骤(6)中加热好的锭坯放入事先预热的挤压筒中进行挤压，挤压速度为1.0～5.0m/min，挤压筒预热温度为300～400℃，挤压比为10～50:1，得到挤压棒材；

(8)对步骤(7)获得的挤压棒材进行时效处理，其工艺制度为：在150～200℃保温15～30h后空冷，制得高延展性高强度镁合金挤压材。

优选地，所述步骤(4)中的铸造采用低频电磁油滑半连续铸造方法，铸造工艺制度为：电磁场频率为15～30Hz，磁场强度为15～30mT，铸造速度为20～80mm/min，冷却水量为50～400L/min，结晶器为锻铝套结晶器。

优选地，所述保护气体为SF₆+CO₂+空气混合气体，SF₆:CO₂:空气体积比为0.5:40:50。

优选地，所述制备的镁合金力学性能指标如下：室温抗拉强度为320～350MPa，室温屈服强度为280～300MPa，室温伸长率为15％以上(一般为15～19％)。中低温伸长率为100～900％，中低温为150～300℃。

与现有技术相比，本发明的优点及有益效果是：

(1)本发明的镁合金与其他常规镁合金相比，在室温下具较高的强度，在中低温下具有较高的延伸率，易于镁合金变形材的制备，便于大规模生产。

(2)本发明工艺简单，所用设备为常规通用设备，易于移植和操作，成本低，可明显改善合金变形困难的问题，可解决镁合金由于变形材不易制备成材率低而限制其应用的难题，也可扩大镁合金的应用领域。

(3)本发明提供的合金组分及其方法制备的镁合金拉伸性能为：室温抗拉强度为320～350MPa，室温屈服强度为280～300MPa，室温伸长率为15％以上。中低温伸长率为100～900％。

附图说明

图1是本发明镁合金拉伸示意图。其中，B为实施例2的250℃条件下拉伸合金，A为实施例2的室温拉伸的合金。

具体实施方式

下面通过实施例进一步说明本发明。应该理解的是，本发明的实施例是用于说明本发明而不是对本发明的限制。根据本发明的实质对本发明进行的简单改进都属于本发明要求保护的范围。

在本发明实施例中，Mg和Zn分别以镁锭(99.95wt％)和锌锭(99.95wt％)加入，Gd、Sr、Y和Zr均采用中间合金的形式加入，各中间合金组成质量分数分别为：Mg-25(或50)％Gd、Mg-25(或50)％Y、Mg-25％Sr和Mg-30％Zr。在合金铸造过程中所用的保护气体为SF₆+CO₂+空气的混合气体，SF₆:CO₂:空气体积比为0.5:40:50。熔化过程中，所用的覆盖剂为镁合金熔炼中常用的覆盖剂，如：RJ-5覆盖剂。

实施例1：

合金的成分(质量百分比)为：7.0％Zn，5.0％Gd，0.05％Sr，1.0％Y和0.6％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为3.4。本实施例中在合金熔炼过程中所用的覆盖剂和精炼剂为镁合金专用试剂。

按上述成分称出总量50Kg相应的金属锭和中间合金，并将称量好的金属锭和中间合金放入温度为150℃烘箱中进行2h的预热；先将预热好的Mg锭、Mg-Gd和Mg-Y中间合金放入已预热为700℃的熔化炉中进行熔化，熔化过程中需通入保护气体和覆盖剂，待上述原料熔化后，采用搅拌器对合金液搅拌5min，清除合金液表面的熔渣并在其表面上撒覆盖剂加以保护；再将熔炼炉中的合金液升温至780℃后分批次加入Mg-Zr中间合金，待中间合金完全熔化后进行充分搅拌；将合金液温度降至730℃加入纯Zn和Mg-Sr中间合金，待其完全熔化后；采用Ar气和溶剂对合金液进行精炼处理，熔体经搅拌和扒渣后在710℃保温静置40min进行铸造；在铸造过程采用保护气加以保护，铸造工艺制度为：电磁场频率为30Hz，磁场强度为20mT，铸造速度为80mm/min，冷却水量为100L/min，结晶器为锻铝套结晶器，得到直径为165mm的锭坯；

将制备的锭坯放入带有循环风的电阻式加热炉中进行双级均匀化处理，均匀化处理制度为：在350℃保温4h后升温至420℃保温10h；将均匀化后的锭坯进行表面车削，将车加好的锭坯放入加热炉中加热到350℃保温3h放入反向挤压机中进行挤压，挤压筒温度为350℃，挤压比为20:1，挤压速度为2m/min。对挤压获得的棒材进行时效处理，其工艺制度为：在200℃保温16h后空冷。

对上述过程制备的棒材按照国家标准GB/T228-2010加工成标准拉伸试样，在Instron8032拉伸机上进行拉伸性能测试。

本实施例所获得合金拉伸性能为：室温条件下拉伸抗拉强度为340MPa，室温屈服强度为300MPa，室温伸长率为16％；200℃条件下拉伸伸长率为105％。

实施例2：

合金的成分(质量百分比)为：7.0％Zn，4.5％Gd，0.1％Sr，0.5％Y和0.5％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为3.7。本实施例中在合金熔炼过程中所用的覆盖剂和精炼剂为镁合金专用试剂。

按上述成分称出总量50Kg相应的金属锭和中间合金，并将称量好的金属锭和中间合金放入温度为180℃烘箱中进行2h的预热；先将预热好的Mg锭、Mg-Gd和Mg-Y中间合金放入已预热为700℃的熔化炉中进行熔化，熔化过程中需通入保护气体和覆盖剂，待上述原料熔化后，采用搅拌器对合金液搅拌10min，清除合金液表面的熔渣并在其表面上撒覆盖剂加以保护；再将熔炼炉中的合金液升温至790℃后分批次加入Mg-Zr中间合金，待中间合金完全熔化后进行充分搅拌；将合金液温度降至740℃加入纯Zn和Mg-Sr中间合金，待其完全熔化后；采用Ar气和溶剂对合金液进行精炼处理，熔体经搅拌和扒渣后在710℃保温静置50min进行铸造；在铸造过程采用保护气加以保护，铸造工艺制度为：电磁场频率为30Hz，磁场强度为25mT，铸造速度为80mm/min，冷却水量为100L/min，结晶器为锻铝套结晶器，得到直径为165mm的锭坯；

将制备的锭坯放入带有循环风的电阻式加热炉中进行双级均匀化处理，均匀化处理制度为：在340℃保温3h后升温至430℃保温8h；将均匀化后的锭坯进行表面车削，将车加好的锭坯放入加热炉中加热到360℃保温2.5h放入反向挤压机中进行挤压，挤压筒温度为350℃，挤压比为20:1，挤压速度为3m/min。对挤压获得的棒材进行时效处理，其工艺制度为：在200℃保温16h后空冷。

对上述过程制备的棒材按照GB/T228-2010加工成标准拉伸试样，在Instron8032拉伸机上进行拉伸性能测试。

本实施例所获得合金拉伸性能为：室温条件下拉伸抗拉强度为330MPa，室温屈服强度为290MPa，室温伸长率为18％；250℃条件下拉伸伸长率为863％。

本实施例所获得合金性能与传统商业镁合金的相比，在室温下具有相对高强度和伸长率，同时在250℃下拉伸该合金具有非常高的伸长率，远远优于现有传统商业镁合金的性能。该实施例制备的合金在室温和250℃拉伸时，试样伸长效果如图1所示。

实施例3：

合金的成分(质量百分比)为：8.0％Zn，6.7％Gd，0.1％Sr，0.5％Y和0.8％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为2.9。本实施例中在合金熔炼过程中所用的覆盖剂和精炼剂为镁合金专用试剂。

按上述成分称出总量20Kg相应的金属锭和中间合金，并将称量好的金属锭和中间合金放入温度为150℃烘箱中进行2h的预热；先将预热好的Mg锭、Mg-Gd和Mg-Y中间合金放入已预热为700℃的熔化炉中进行熔化，熔化过程中需通入保护气体和覆盖剂，待上述原料熔化后，采用搅拌器对合金液搅拌5min，清除合金液表面的熔渣并在其表面上撒覆盖剂加以保护；再将熔炼炉中的合金液升温至800℃后分批次加入Mg-Zr中间合金，待中间合金完全熔化后进行充分搅拌；将合金液温度降至720℃加入纯Zn和Mg-Sr中间合金，待其完全熔化后；采用Ar气和溶剂对合金液进行精炼处理，熔体经搅拌和扒渣后在710℃保温静置40min进行铸造；在铸造过程采用保护气加以保护，铸造工艺制度为：电磁场频率为25Hz，磁场强度为22mT，铸造速度为80mm/min，冷却水量为80L/min，结晶器为锻铝套结晶器，得到直径为100mm的锭坯；

将制备的锭坯放入带有循环风的电阻式加热炉中进行双级均匀化处理，均匀化处理制度为：在320℃保温3h后升温至430℃保温8h；将均匀化后的锭坯进行表面车削，将车加好的锭坯放入加热炉中加热到350℃保温3h放入反向挤压机中进行挤压，挤压筒温度为350℃，挤压比为16:1，挤压速度为4.0m/min。

本实施例所获得合金拉伸性能为：室温条件下拉伸抗拉强度为350MPa，室温屈服强度为285MPa，室温伸长率为15％；220℃条件下拉伸伸长率为208％。

实施例4：

合金的成分(质量百分比)为：6.0％Zn，4.5％Gd，0.05％Sr，1.2％Y和0.6％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为3.2。本实施例中在合金熔炼过程中所用的覆盖剂和精炼剂为镁合金专用试剂。

按上述成分称出总量70Kg相应的金属锭和中间合金，并将称量好的金属锭和中间合金放入温度为180℃烘箱中进行1.5h的预热；先将预热好的Mg锭、Mg-Gd和Mg-Y中间合金放入已预热为720℃的熔化炉中进行熔化，熔化过程中需通入保护气体和覆盖剂，待上述原料熔化后，采用搅拌器对合金液搅拌15min，清除合金液表面的熔渣并在其表面上撒覆盖剂加以保护；再将熔炼炉中的合金液升温至800℃后分批次加入Mg-Zr中间合金，待中间合金完全熔化后进行充分搅拌；将合金液温度降至730℃加入纯Zn和Mg-Sr中间合金，待其完全熔化后；采用Ar气和溶剂对合金液进行精炼处理，熔体经搅拌和扒渣后在720℃保温静置40min进行铸造；在铸造过程采用保护气加以保护，铸造工艺制度为：电磁场频率为20Hz，磁场强度为25mT，铸造速度为60mm/min，冷却水量为150L/min，结晶器为锻铝套结晶器，得到直径为200mm的锭坯；

将制备的锭坯放入带有循环风的电阻式加热炉中进行双级均匀化处理，均匀化处理制度为：在350℃保温5h后升温至450℃保温10h；将均匀化后的锭坯进行表面车削，将车加好的锭坯放入加热炉中加热到360℃保温3h放入反向挤压机中进行挤压，挤压筒温度为380℃，挤压比为16:1，挤压速度为2m/min。对挤压获得的棒材进行时效处理，其工艺制度为：在200℃保温20h后空冷。

本实施例所获得合金拉伸性能为：室温条件下拉伸抗拉强度为345MPa，室温屈服强度为295MPa，室温伸长率为16％；250℃条件下拉伸伸长率为520％。

由上实施例可以看出，本发明采用电磁半连续铸造方法制备镁合金锭坯，锭坯经均匀化退火后进行表面车削，然后进行加热并采用反向挤压装置对锭坯进行反向挤压，挤压后的棒材进行热处理。本发明的Mg-Zn-Gd-Zr系合金在室温下具有较高强度，同时在中低温下也具有非常高的伸长率，可达超塑性特征，为后续深加工二次成形制备具有良好性能的变形镁合金产品提供新的材料及新的方法。

Claims

1.一种具有高延展性高强镁合金，其特征在于，合金中各组份及其质量百分比为：7.0～9.0％的Zn，5.0～6.0％的Gd，0.6～1.0％的Zr，0.05～0.20％的Sr，0.2～1.5％的Y，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，Zn/Gd的原子比为2.8～4.0，晶粒平均尺寸为8～20μm；

(2)将步骤(1)的原料分别置于烘箱中进行预热，预热温度为150～200℃，预热时间为2～3h；

2.根据权利要求1所述的具有高延展性高强镁合金，其特征在于，合金中各组份及其质量百分比为：7.0％Zn，5.0％Gd，0.05％Sr，1.0％Y和0.6％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，Mg为余量，其中Zn/Gd的原子比为3.4。

3.根据权利要求1所述的具有高延展性高强镁合金，其特征在于，所述步骤(4)中的铸造采用低频电磁油滑半连续铸造方法，铸造工艺制度为：电磁场频率为15～30Hz，磁场强度为15～30mT，铸造速度为20～80mm/min，冷却水量为50～400L/min，结晶器为锻铝套结晶器。

4.根据权利要求1所述的具有高延展性高强镁合金，其特征在于，所述保护气体为SF₆+CO₂+空气混合气体，SF₆:CO₂:空气体积比为0.5:40:50。

5.根据权利要求1所述的具有高延展性高强镁合金，其特征在于，所述制备的镁合金力学性能指标如下：室温抗拉强度为320～350MPa，室温屈服强度为280～300MPa，室温伸长率为15％以上，中低温伸长率为100～900％。