CN108330420B - 超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法 - Google Patents

超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及超高Mg含量的变形Al‑Mg合金的制备方法。首先，对Al‑Mg合金的铸锭在低于合金固相线温度0℃‑80℃的温度下进行成分均匀化处理、致密化处理、固溶形成单相固溶体的处理；然后，在20℃‑300℃的温度下进行塑性变形；并根据需要在50℃‑300℃温度下进行退火，获得最终的超高Mg含量的变形Al‑Mg合金。本发明中的方法与目前已产业化的变形和铸造Al‑Mg合金的制造技术相比，可增强Mg的固溶强化、位错强化和晶界强化，提高Al‑Mg合金的强度；与剧烈塑性变形以及纳米晶粉末固结制备超高Mg含量的变形Al‑Mg合金相比，本发明中的方法能大量、高效率、低成本地制备超高Mg含量的变形Al‑Mg合金，有广阔的产业化前景。

Description

超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法
技术领域
本发明涉及材料技术领域，特别涉及超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法。
背景技术
作为一类非时效硬化的变形Al合金，以Mg为主要合金元素的5XXX系列Al-Mg合金在航空航天(例如：空间器件、飞机等)、地面交通运输(例如：汽车、高铁列车、地铁列车等)、船舶、石油化工、电子器件(例如：手机、电脑等)等领域获得了广泛应用。这类合金中，Mg的固溶强化对合金的强度有着重要的贡献，固溶强化对强度的贡献随着Mg含量的提高而增加，然而现有的已产业化的5XXX系列变形Al-Mg合金中Mg含量均在5％(质量百分数)以下。在现有的文献中，Mg含量大于5％(质量百分数)的变形Al-Mg合金是通过剧烈塑性变形途径(等通道角挤压、高压扭转等)或通过固结机械合金化的纳米晶粉末途径来制备的，剧烈塑性变形制备材料数量很有限而难以产业化，固结机械合金化的纳米晶粉末途径成本较高，而且机械合金化过程中引入的杂质损害Al-Mg合金的性能。另外，已产业化的铸造Al-Mg合金中Mg含量最高可达质量百分数12％，尽管可通过固溶处理使Mg全部固溶(Mg在Al中的极限固溶度为质量百分数17％)来进行固溶强化，然而由于缺乏塑性变形，不仅塑性变形产生的位错强化缺乏，而且铸态组织中的孔隙(疏松)无法消除、粗大的晶粒无法细化，孔隙和粗大晶粒的存在又严重降低了Al-Mg合金的强度和塑性。
发明内容
本发明的目的是基于上述Al-Mg合金制备的现状提供一种用常规塑性变形工艺来制备超高Mg含量(质量百分数11％-17％)的变形Al-Mg合金的方法。
超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法，其包括以下步骤：
(1)成分均匀化处理：将Al-Mg合金的铸锭加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，获得化学成分均匀的Al-Mg合金的铸锭；
(2)致密化处理：对经过成分均匀化处理的Al-Mg合金的铸锭，在低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度下，进行致密化处理，消除铸锭中的孔隙并使原孔隙处的材料之间形成冶金结合；
(3)固溶形成单相固溶体的处理：将经过致密化处理的上述Al-Mg合金，加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，然后快速冷却到室温，形成Mg完全固溶到Al基体中的单相过饱和Al-Mg固溶体；
(4)塑性变形：将所得单相过饱和Al-Mg固溶体在20℃-300℃条件下进行塑性变形；
(5)退火处理，所述的退火处理温度在50℃-300℃，获得最终的超高Mg含量的变形Al-Mg合金。
超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法，其包括以下步骤：
(1)成分均匀化处理：将Al-Mg合金的铸锭加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温4-6小时，获得化学成分均匀的Al-Mg合金的铸锭；
(2)致密化处理：对经过成分均匀化处理的Al-Mg合金的铸锭，在低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度下，进行致密化处理，消除铸锭中的孔隙并使原孔隙处的材料之间形成冶金结合；
(3)固溶形成单相固溶体的处理：将经过致密化处理的上述Al-Mg合金，加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，然后快速冷却到室温，形成Mg完全固溶到Al基体中的单相过饱和Al-Mg固溶体；
(4)塑性变形：将所得单相过饱和Al-Mg固溶体在100℃-300℃条件下进行塑性变形，得到超高Mg含量的变形Al-Mg合金。当塑性变形温度为100℃-300℃时，塑性变形后已具有一定的塑性，可不经过退火处理直接获得超高Mg含量的变形Al-Mg合金。
作为优选，步骤(1)所述Al-Mg合金的铸锭中Mg的质量百分数11％-17％。
作为优选，步骤(1)中保温时间为4-6小时。
作为优选，步骤(2)所述致密化处理为热压、热等静压、热挤压、热轧、热锻中的任一种。
作为优选，上述热压压力60-90MPa、保压时间2-3小时；热等静压压力90-120MPa、保压时间2-3小时；热挤压面积收缩比6-10；热轧厚度总压下量50％-60％，热锻厚度总压下量55％-65％。
作为优选，步骤(3)中保温时间为2-4小时。
作为优选，步骤(4)所述塑性变形的方式为轧制、锻造、挤压中的任一种。
作为优选，步骤(4)中100℃-300℃进行塑性变形的总时间少于1小时。
作为优选，采用轧制、锻造进行塑性变形时，总的厚度压下量50％-98％；采用挤压进行塑性变形时，横截面收缩比为4–64。
作为优选，所述的退火处理温度为50℃-100℃时，退火时间为1-2小时；退火处理温度为100℃-300℃时，退火时间为0.5-1小时。
本发明涉及的超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法的原理如下：超高Mg含量的Al-Mg合金(质量百分数11％-17％)中，Mg含量远高于室温下Mg在基体Al中的平衡固溶度，导致这类合金在凝固后冷却到室温过程中析出大量微米尺度粗大的Al3Mg2相，这些Al3Mg2相大多沿晶界呈条带状分布，加上凝固过程中不可避免的微观凝固缩孔，使得铸态材料塑性很差，无法在可有效积累位错产生位错强化的低于300℃的温度下进行塑性变形。为解决这些问题，本发明采用的方案是：对质量百分数11％-17％的超高Mg含量的Al-Mg合金的铸锭先进行致密化处理，再进行固溶形成单相固溶体的处理(本发明中涉及的质量百分数11％-17％的Al-Mg合金中Mg含量均低于Mg在Al中的极限固溶度质量百分数17％，所以在足够高的温度下它们能够处于单相固溶体状态)，由此消除导致低塑性的两个根源：孔隙和沿晶界分布的条带状Al3Mg2相。具体地，本发明可采用热压、热等静压、热挤压、热轧、热锻五种工艺中的一种来消除孔隙、实现完全致密化，为保证孔隙消除后形成冶金结合，致密化处理在上述超高Mg含量的Al-Mg合金处于单相固溶体的高温下进行。在致密化之前，需要对上述超高Mg含量的Al-Mg合金铸锭进行成分均匀化处理，否则Mg分布不均匀会导致有些局部区域极高的Mg含量、引起低的固相线温度，致密化过程中在这些区域有液相出现；为了能够有效进行均匀化处理，均匀化温度应当选择在形成单相固溶体的高温。值得注意的是，虽然采用热压、热等静压、热挤压致密化时材料完全处于三向压应力状态，但是采用热轧、热锻致密化时，材料的表面却存在拉应力，有开裂的可能性，然而，如上所述，包括热轧、热锻在内的致密化处理都在上述超高Mg含量Al-Mg合金处于单相固溶体的温度下进行，尽管单相固溶体中存在孔隙，这样的温度仍然可以赋予材料良好的塑性，使得热轧、热锻时不发生开裂。塑性变形在20℃-300℃的温度范围内进行，当在100℃-300℃进行塑性变形的过程中，Al3Mg2相可能析出，但本发明塑性变形温度较低(低于300℃)、时间较短(100℃-300℃进行塑性变形的时间控制在1小时以内)，析出的数量非常有限；而且在这样较低的温度下(低于300℃)，析出的Al3Mg2相是纳米尺寸，对塑性影响不大。塑性变形后，在50℃-300℃的温度范围内进行退火处理，可提高材料的韧性，进一步地，本发明优选在可能析出Al3Mg2相的温度范围100℃-300℃，将退火保温时间缩短到0.5-1小时，可更好地避免Al3Mg2相的析出。
本发明与现有技术相比具有如下优点：
1、与现有的生产Mg质量百分数低于5％的5XXX系列变形Al-Mg合金的技术相比，本发明技术制备的质量百分数11％-17％的超高Mg含量的变形Al-Mg合金中，溶质Mg含量的提高导致固溶强化效应增强；溶质Mg含量的提高同时加强了塑性变形过程中位错累积，提高的位错密度增强了位错强化效应，提高的位错密度导致晶粒细化、增强晶界强化效应。总之，本发明中Mg含量的提高增强了Al-Mg合金中固溶强化、位错强化和晶界强化，导致强度的大大提高。
2、与现有的生产Mg质量百分数高于11％的铸造Al-Mg合金的技术相比，本发明技术中的塑性变形提供了附加的位错强化，塑性变形可细化铸态的粗大晶粒、增强了晶界强化效应；另外，本发明中的致密化步骤可完全消除孔隙，同时提高强度和塑性。总之，通过本发明中的塑性变形提供附加的位错强化、晶界强化，消除孔隙，可提高Mg质量百分数高于11％的Al-Mg合金的强度；塑性变形消除孔隙提高Mg质量百分数高于11％的Al-Mg合金的塑性。
3、与现有的制备Mg质量百分数高于11％的变形Al-Mg合金的剧烈塑性变形技术和固结机械合金化的纳米晶粉末技术相比，本发明技术不仅生产成本低，而且易于实现大规模工业化生产。
说明书附图
图1是本发明实施例1中最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织透射电镜图；
图2是本发明实施例1中最终Al-11wt.％Mg合金的室温拉伸工程应力-应变曲线；
图3是本发明实施例16中最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织透射电镜图；
图4是本发明实施例16中最终Al-11wt.％Mg合金的室温拉伸工程应力-应变曲线。
具体实施方式
实施例1
按Mg的质量百分数11％将纯Mg和纯Al加入到真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态Al-11wt.％Mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得Al-11wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-11wt.％Mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时Al-11wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，将成分均匀化处理过的Al-11wt.％Mg合金铸锭放入有氮气保护的热压炉中，在425℃、75MPa的压力下保持2小时，用热压进行致密化处理，彻底消除铸造合金中的孔隙。
然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-11wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温4小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。
接着，对成分均匀化的、致密的Al-11wt.％Mg合金单相固溶体在室温20℃下进行轧制，每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为95％。最后，将室温20℃轧制的Al-11wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在75℃下退火1.5小时，获得最终的Al-11wt.％Mg合金。图1中透射电镜图指出最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2的析出；图2是最终Al-11wt.％Mg合金的室温拉伸工程应力-应变曲线，屈服强度和拉伸强度分别是520MPa和600MPa，断裂延伸率为9％。
实施例2
按Mg的质量百分数14％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-14wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-14wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-14wt.％Mg合金固相线温度475℃低45℃的温度430℃，此时Al-14wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温5.5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-14wt.％Mg合金铸锭在430℃进行面积收缩比为6的热挤压，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-14wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的430℃，保温3小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-14wt.％Mg合金单相固溶体在100℃下进行轧制，每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，轧制道次之间在100℃下的保温时间以及轧制本身时间总共约0.7小时，最终总的厚度压下量为75％。最后，将100℃轧制的Al-14wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在100℃下退火1小时，获得最终的Al-14wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-14wt.％Mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约455MPa和570MPa，断裂延伸率为12％。
实施例3
按Mg的质量百分数11％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-11wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-11wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-11wt.％Mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时Al-11wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-11wt.％Mg合金铸锭在425℃进行热轧到厚度总压下量50％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-11wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温4小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-11wt.％Mg合金单相固溶体在50℃下进行轧制，每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为98％。最后，将50℃轧制的Al-11wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在50℃下退火2小时，获得最终的Al-11wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2的析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约625MPa和700MPa，断裂延伸率为8％。
实施例4
按Mg的质量百分数17％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-17wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-17wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到Al-17wt.％Mg合金的固相线温度450℃，此时Al-17wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温4小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-17wt.％Mg合金铸锭在450℃、100MPa的压力下进行热等静压处理2小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-17wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的450℃，保温2小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-17wt.％Mg合金单相固溶体在200℃下进行轧制，每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的10％-15％，轧制道次之间在200℃下的保温时间以及轧制本身时间总共约0.4小时，最终总的厚度压下量为50％。最后，将200℃轧制的Al-17wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在200℃下退火0.75小时，获得最终的Al-17wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-14wt.％Mg合金的微观组织由再结晶的细晶、超细晶和回复的超细晶组成，含有少量的第二相Al3Mg2。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约395MPa和510MPa，断裂延伸率为14％。
实施例5
按Mg的质量百分数16％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-16wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-16wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-16wt.％Mg合金固相线温度455℃低10℃的温度445℃，此时Al-16wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温4.5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-16wt.％Mg合金铸锭在445℃进行热锻到厚度总压下量65％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-16wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的445℃，保温2.5小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-16wt.％Mg合金单相固溶体在300℃下进行轧制，每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的10％-20％，轧制道次之间在300℃下的保温时间以及轧制本身时间总共约0.5小时，最终总的厚度压下量为85％。最后，将300℃轧制的Al-16wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在300℃下退火0.5小时，获得最终的Al-16wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-14wt.％Mg合金的微观组织由再结晶的细晶、超细晶和回复的超细晶组成，有少量第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约345MPa和460MPa，断裂延伸率为15％。
实施例6
按Mg的质量百分数11％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-11wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-11wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-11wt.％Mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时Al-11wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-11wt.％Mg合金铸锭在425℃进行热锻到厚度总压下量55％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-11wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温4小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-11wt.％Mg合金单相固溶体在室温20℃下进行面积收缩比为4的挤压。将20℃挤压的Al-11wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在50℃下退火2小时，获得最终的Al-11wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约420MPa和500MPa，断裂延伸率为10％。
实施例7
按Mg的质量百分数15％将纯Mg和纯Al加入真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态Al-15wt.％Mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得Al-15wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-15wt.％Mg合金固相线温度465℃低30℃的温度435℃，此时Al-15wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，将成分均匀化处理过的Al-15wt.％Mg合金铸锭放入有氮气保护的热压炉中，在435℃、60MPa的压力下保持3小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-15wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的435℃，保温3小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-15wt.％Mg合金单相固溶体在70℃下进行面积收缩比为9的挤压。将70℃挤压的Al-15wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在80℃下退火1.5小时，获得最终的Al-15wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-15wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没有回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约480MPa和620MPa，断裂延伸率为9％。
实施例8
按Mg的质量百分数17％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-17wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-17wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到Al-17wt.％Mg合金的固相线温度450℃，此时Al-17wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温4小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-17wt.％Mg合金铸锭在450℃、120MPa的压力下进行热等静压处理2小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-17wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的450℃，保温2小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-17wt.％Mg合金单相固溶体在100℃下进行面积收缩比为25的挤压，挤压前在100℃下的保温时间和挤压时间共约0.6小时。将100℃挤压的Al-17wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在100℃下退火1小时，获得最终的Al-17wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-17wt.％Mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约580MPa和720MPa，断裂延伸率为10％。
实施例9
按Mg的质量百分数14％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-14wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-14wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-14wt.％Mg合金固相线温度475℃低45℃的温度430℃，此时Al-14wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-14wt.％Mg合金铸锭在430℃进行面积收缩比为8的热挤压，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-14wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的430℃，保温4小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-14wt.％Mg合金单相固溶体在200℃下进行面积收缩比为36的挤压，挤压前在200℃下的保温时间和挤压时间共约0.6小时。将200℃挤压的Al-14wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在200℃下退火0.7小时，获得最终的Al-14wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-14wt.％Mg合金的微观组织由再结晶超细晶及回复的超细晶组成，含有少量的第二相Al3Mg2。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约440MPa和600MPa，断裂延伸率为12％。
实施例10
按Mg的质量百分数11％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-11wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-11wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-11wt.％Mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时Al-11wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-11wt.％Mg合金铸锭在425℃进行热轧到厚度总压下量55％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-11wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温4小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-11wt.％Mg合金单相固溶体在300℃下进行面积收缩比为64的挤压，挤压前在300℃下的保温时间和挤压时间共约0.6小时。将300℃挤压的Al-14wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在300℃下退火0.5小时，获得最终的Al-11wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织由再结晶的细晶、超细晶及回复的超细晶组成，含有少量的第二相Al3Mg2。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约325MPa和440MPa，断裂延伸率为15％。
实施例11
按Mg的质量百分数15％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-15wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-15wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-15wt.％Mg合金固相线温度465℃低30℃的温度435℃，此时Al-15wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-15wt.％Mg合金铸锭在435℃进行热锻到厚度总压下量60％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-15wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的435℃，保温3小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-15wt.％Mg合金单相固溶体在室温20℃下锻造到厚度压下量50％，每道次的厚度压下量为锻件原始厚度的5％-10％。将室温20℃锻造的Al-15wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在50℃下退火1小时，获得最终的Al-15wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-15wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约520MPa和640MPa，断裂延伸率为10％。
实施例12
按Mg的质量百分数17％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-17wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-17wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到Al-17wt.％Mg合金的固相线温度450℃，此时Al-17wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温4小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-17wt.％Mg合金铸锭在450℃、100MPa的压力下进行热等静压处理2小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-17wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的450℃，保温2小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-17wt.％Mg合金单相固溶体在70℃下锻造到厚度压下量60％，每道次的厚度压下量为锻件原始厚度的5％-10％。将70℃锻造的Al-17wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在80℃下退火1.5小时，获得最终的Al-17wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-17wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约530MPa和650MPa，断裂延伸率为9％。
实施例13
按Mg的质量百分数15％将纯Mg和纯Al加入真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态Al-15wt.％Mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得Al-15wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-15wt.％Mg合金固相线温度465℃低30℃的温度435℃，此时Al-15wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，将成分均匀化处理过的Al-15wt.％Mg合金铸锭放入有氮气保护的热压炉中，在435℃、75MPa的压力下保持2.5小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-15wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的435℃，保温3小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-15wt.％Mg合金单相固溶体在100℃下锻造到厚度压下量90％，每道次的厚度压下量为锻件原始厚度的5％-10％，锻造道次之间在100℃下的保温时间以及锻造本身时间总共约0.9小时。将100℃锻造的Al-15wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在100℃下退火1小时，获得最终的Al-15wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-15wt.％Mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约550MPa和650MPa，断裂延伸率为9％。
实施例14
按Mg的质量百分数13％将纯Mg和纯Al加入真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态Al-13wt.％Mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得Al-13wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-13wt.％Mg合金固相线温度485℃低40℃的温度445℃，此时Al-15wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温4.5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-13wt.％Mg合金铸锭在435℃进行面积收缩比为9的挤压，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-13wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的445℃，保温2.5小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-13wt.％Mg合金单相固溶体在150℃下锻造到厚度压下量75％，每道次的厚度压下量为锻件原始厚度的5％-10％，锻造道次之间在150℃下的保温时间以及锻造本身时间总共约0.8小时。将150℃锻造的Al-13wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在200℃下退火0.8小时，获得最终的Al-13wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-13wt.％Mg合金的微观组织由再结晶超细晶及回复的超细晶组成，含有少量的第二相Al3Mg2。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约310MPa和405MPa，断裂延伸率为10％。
实施例15
按Mg的质量百分数11％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-11wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-11wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-11wt.％Mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时Al-11wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-11wt.％Mg合金铸锭在425℃进行热轧到厚度总压下量50％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-11wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温4小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-11wt.％Mg合金单相固溶体在300℃下锻造到厚度压下量98％，每道次的厚度压下量为锻件原始厚度的15％-20％，锻造道次之间在300℃下的保温时间以及锻造本身时间总共约0.6小时。将300℃锻造的Al-11wt.％Mg合金放入氮气保护气氛加热炉中，在300℃下退火0.5小时，获得最终的Al-11wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织由再结晶的细晶、超细晶及回复的超细晶组成，含有少量的第二相Al3Mg2。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约300MPa和405MPa，断裂延伸率为12％。
实施例16
按Mg的质量百分数11％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-11wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-11wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-11wt.％Mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时Al-11wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-11wt.％Mg合金铸锭在425℃进行热轧到厚度总压下量55％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-11wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温3.5小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-11wt.％Mg合金单相固溶体在300℃下进行热轧，每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的10％-20％，轧制道次之间在300℃下的保温时间以及轧制本身时间总共约0.5小时，最终总的厚度压下量为98％，得到最终的Al-11wt.％Mg合金。图3中透射电镜图指出最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶组成，仅有少量第二相Al3Mg2析出；图4是最终Al-11wt.％Mg合金的室温拉伸工程应力-应变曲线，屈服强度和拉伸强度分别是380MPa和500MPa，断裂延伸率为13％。
实施例17
按Mg的质量百分数17％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-17wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-17wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到Al-17wt.％Mg合金的固相线温度450℃，此时Al-17wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温4小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-17wt.％Mg合金铸锭在450℃、90MPa的压力下进行热等静压处理3小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-17wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的450℃，保温2小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-17wt.％Mg合金单相固溶体在200℃下进行轧制，每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的10％-15％，轧制道次之间在200℃下的保温时间以及轧制本身时间总共约0.6小时，最终总的厚度压下量为75％，得到最终的Al-17wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-17wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没有回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约485MPa和595MPa，断裂延伸率为11％。
实施例18
按Mg的质量百分数14％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-14wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-14wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-14wt.％Mg合金固相线温度475℃低45℃的温度430℃，此时Al-14wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-14wt.％Mg合金铸锭在430℃进行面积收缩比为6的热挤压，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-14wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的430℃，保温3.5小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-14wt.％Mg合金单相固溶体在100℃下进行轧制，每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，轧制道次之间在100℃下的保温时间以及轧制本身时间总共约0.9小时，最终总的厚度压下量为50％，得到最终的Al-14wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-14wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没有回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约455MPa和570MPa，断裂延伸率为10％。
实施例19
按Mg的质量百分数11％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-11wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-11wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-11wt.％Mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时Al-11wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-11wt.％Mg合金铸锭在425℃进行热锻到厚度总压下量55％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-11wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温4小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-11wt.％Mg合金单相固溶体在100℃下进行面积收缩比为4的挤压，获得最终的Al-11wt.％Mg合金，挤压前在100℃下的保温时间和挤压时间共约0.95小时。透射电镜观察指出最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没有回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约495MPa和610MPa，断裂延伸率为9％。
实施例20
按Mg的质量百分数15％将纯Mg和纯Al加入真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态Al-15wt.％Mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得Al-15wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-15wt.％Mg合金固相线温度465℃低30℃的温度435℃，此时Al-15wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，将成分均匀化处理过的Al-15wt.％Mg合金铸锭放入有氮气保护的热压炉中，在435℃、100MPa的压力下保持2小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-15wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的435℃，保温3小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-15wt.％Mg合金单相固溶体在200℃下进行面积收缩比为36的挤压,获得最终的Al-15wt.％Mg合金,挤压前在200℃下的保温时间和挤压时间共约0.6小时。透射电镜观察指出最终Al-15wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没有回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约545MPa和670MPa，断裂延伸率为11％。
实施例21
按Mg的质量百分数17％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-17wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-17wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到Al-17wt.％Mg合金的固相线温度450℃，此时Al-17wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温4小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-17wt.％Mg合金铸锭在450℃、105MPa的压力下进行热等静压处理2.5小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-17wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的450℃，保温2小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-17wt.％Mg合金单相固溶体在300℃下进行面积收缩比为64的挤压,获得最终的Al-17wt.％Mg合金,挤压前在300℃下的保温时间和挤压时间共约0.6小时。透射电镜观察指出最终Al-17wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶组成，含有少量的第二相Al3Mg2。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约560MPa和680MPa，断裂延伸率为11％。
实施例22
按Mg的质量百分数15％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-15wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-15wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-15wt.％Mg合金固相线温度465℃低30℃的温度435℃，此时Al-15wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-15wt.％Mg合金铸锭在435℃进行热锻到厚度总压下量60％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-15wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的435℃，保温3小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-15wt.％Mg合金单相固溶体在100℃下锻造到最终总厚度压下量50％，每道次的厚度压下量为锻件原始厚度的5％-10％，锻造道次之间在100℃下的保温时间以及锻造本身时间总共约0.6小时,得到最终的Al-15wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-15wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没有回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约480MPa和600MPa，断裂延伸率为10％。
实施例23
按Mg的质量百分数13％将纯Mg和纯Al加入真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态Al-13wt.％Mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得Al-13wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-13wt.％Mg合金固相线温度485℃低40℃的温度445℃，此时Al-13wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温5.5小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-13wt.％Mg合金铸锭在445℃进行面积收缩比为10的挤压，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-13wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的445℃，保温2.5小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-13wt.％Mg合金单相固溶体在200℃下锻造到总厚度压下量75％,每道次的厚度压下量为锻件原始厚度的10％-15％，锻造道次之间在200℃下的保温时间以及锻造本身时间总共约0.6小时,得到最终的Al-13wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-13wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶和没有回复的层片状组织组成，几乎没有第二相Al3Mg2析出。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约420MPa和540MPa，断裂延伸率为11％。
实施例24
按Mg的质量百分数11％将纯Mg和纯Al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态Al-11wt.％Mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得Al-11wt.％Mg合金铸锭。在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比Al-11wt.％Mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时Al-11wt.％Mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温6小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的Al-11wt.％Mg合金铸锭在425℃进行热轧到厚度总压下量60％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的Al-11wt.％Mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温4小时，放入到室温水中，快淬到室温，将Mg过饱和固溶到Al基体的单相固溶体状态保持下来。接着，对成分均匀化的、致密的Al-11wt.％Mg合金单相固溶体在300℃下锻造,每道次的厚度压下量为锻件原始厚度的15％-20％，锻造道次之间在300℃下的保温时间以及锻造本身时间总共约0.5小时，最终总的厚度压下量为98％，得到最终的Al-11wt.％Mg合金。透射电镜观察指出最终Al-11wt.％Mg合金的微观组织由回复的超细晶组成，含有少量的第二相Al3Mg2。室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约355MPa和460MPa，断裂延伸率为10％。

Claims (9)

1.超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：
(1)成分均匀化处理：将Mg的质量百分数11％-17％的Al-Mg合金的铸锭加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，获得化学成分均匀的Al-Mg合金的铸锭；
(2)致密化处理：对经过成分均匀化处理的Al-Mg合金的铸锭，在低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度下，进行致密化处理，消除铸锭中的孔隙并使原孔隙处的材料之间形成冶金结合；
(3)固溶形成单相固溶体的处理：将经过致密化处理的上述Al-Mg合金，加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，然后快速冷却到室温，形成Mg完全固溶到Al基体中的单相过饱和Al-Mg固溶体；
(4)塑性变形：将所得单相过饱和Al-Mg固溶体在20℃-300℃条件下进行塑性变形；
(5)退火处理，所述的退火处理温度50℃-300℃，获得最终的超高Mg含量的变形Al-Mg合金。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：所述的退火处理温度为50℃-100℃时，退火时间为1-2小时；退火处理温度为100℃-300℃时，退火时间为0.5-1小时。
3.超高Mg含量的变形Al-Mg合金的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：
(1)成分均匀化处理：将Mg的质量百分数11％-17％的Al-Mg合金的铸锭加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，获得化学成分均匀的Al-Mg合金的铸锭；
(2)致密化处理：对经过成分均匀化处理的Al-Mg合金的铸锭，在低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度下，进行致密化处理，消除铸锭中的孔隙并使原孔隙处的材料之间形成冶金结合；
(3)固溶形成单相固溶体的处理：将经过致密化处理的上述Al-Mg合金，加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，然后快速冷却到室温，形成Mg完全固溶到Al基体中的单相过饱和Al-Mg固溶体；
(4)塑性变形：将所得单相过饱和Al-Mg固溶体在100℃-300℃条件下进行塑性变形，得到超高Mg含量的变形Al-Mg合金。
4.根据权利要求1或3所述的方法，其特征在于：步骤(1)中保温时间为4-6小时。
5.根据权利要求1或3所述的方法，其特征在于：步骤(2)所述致密化处理为热压、热等静压、热挤压、热轧、热锻中的任一种，热压压力60-90MPa、保压时间2-3小时；热等静压压力90-120MPa、保压时间2-3小时；热挤压面积收缩比6-10；热轧厚度总压下量50％-60％，热锻厚度总压下量55％-65％。
6.根据权利要求1或3所述的方法，其特征在于：步骤(3)中保温时间为2-4小时。
7.根据权利要求1或3所述的方法，其特征在于：步骤(4)所述塑性变形的方式为轧制、锻造、挤压中的任一种。
8.根据权利要求1或3所述的方法，其特征在于：步骤(4)中100℃-300℃进行塑性变形的总时间少于1小时。
9.根据权利要求1或3所述的方法，其特征在于：采用轧制、锻造进行塑性变形时，总的厚度压下量50％-98％；采用挤压进行塑性变形时，横截面收缩比为4–64。
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