CN108385007A - 一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料及其制备方法 - Google Patents

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CN108385007A CN201810135753.1A CN201810135753A CN108385007A CN 108385007 A CN108385007 A CN 108385007A CN 201810135753 A CN201810135753 A CN 201810135753A CN 108385007 A CN108385007 A CN 108385007A
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    • C22F1/06Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon

Abstract

本发明提供了一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料及其制备方法,其化学成分重量百分比为:Zn:4.0~9.0%,Sn:0.5~8%,Cu:0.1~5%,Mn:0.5~2%,其余为镁以及不可避免的杂质。本发明解决了现有高强度耐热变形镁合金材料使用稀土元素和高价格合金元素、大塑性变形(快速凝固、粉末冶金等)等复杂工艺成本过高等问题,本发明通过合理调配合金元素成分,采用常规熔炼铸造工艺,通过常规塑性成形及成形后选择合理的热处理工艺条件即可获得优异的力学性能,其性能明显优于高强度ZK60变形镁合金。本发明变形镁合金材料具有低成本、高性能、非稀土且具有优异的高温和室温性能等特点,具有极大的应用前景。

Description

一种低成本的高性能耐热变形镆合金材料及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种金属材料,属于有色金属中镁合金生产领域,特别涉及一种高性 能耐热变形镁合金材料。
背景技术
[0002] 镁合金作为最轻的金属结构材料,具有高比强度、高比刚度、高阻尼减振、导热导 电和电磁屏蔽性能优良等优点,已成为节约型社会的一个重要研究方向。镁合金分为铸造 镁合金和变形镁合金,目前应用的镁合金产品以铸造镁合金为主。但是,镁合金铸造产品存 在缺陷多、力学性能较低,可靠性差等缺点,限制了其应用范围。与铸造镁合金相比,变形镁 合金具有优良的综合性能,更高的强度和塑韧性,更适合于制作大型结构件和满足结构多 样化的要求,具有更广阔的应用前景。一定程度上来说,变形镁合金的发展与应用程度反映 和代表了镁合金的研究与应用水平。目前的变形镁合金(AZ系和ZK系等)虽然塑性较好,但 是综合性能还是较低,很难满足航空、航天、兵器和民用轿车领域对高性能、高耐热性镁合 金的需求。
[0003] 为了提高变形镁合金的强韧性和耐热性,科研工作者开展了大量研究,开发了一 系列高强耐热变形镁合金新材料,目前主要集中在Mg-Zn-RE、Mg-Gd-Y-Zn-Zr等几个稀土 合金体系方面。但是这些新开发的合金体系普遍存在原材料成本、制备加工及塑性变形等 成本高等实际问题的制约,大大限制了应用范围。因此,研究发明新型的低成本高性能耐热 变形镁合金材料具有重要的现实意义。
发明内容
[0004]针对现有技术存在的上述不足,有效提尚材料的室温和尚温机械性能,本发明开 发了一种低成本的高性能耐热变形镁合金新材料,所述镁合金材料通过挤压或乳制或锻造 及变形后选择合理热处理工艺条件获得高性能。
[0005] 本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料,所述低成本的高性能耐热变形 镁合金材料由Mg、Zn、Sn、Cu和Mn组成,其各组份质量百分含量为:Zn: 4.0〜9.0%,Sn:0.5 〜8%,Cu:0· 1〜5%,Μη:0·5〜2%,其余为不可避免杂质和镁。
[0006] 作为优选方案,本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料,低成本的高性 能耐热变形镁合金材料由Mg、Zn、Sn、Cu和Mn组成,其各组份质量百分含量为:Zn: 6.5 %,Sn: 1〜6%,Cu:0.5〜1.5%,Mn:0.75〜1.0%,其余为不可避免杂质和镁。
[0007] 作为进一步的优选方案,本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料由Mg、 211、511、(:11和]\111组成,其各组份质量百分含量为:211:6.5%,511:4〜6%,(:11:0.5〜1.0%,]\111: 0.75〜1.0%,其余为不可避免杂质和镁。
[0008] 作为更进一步的优选方案之一,本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料 由]\%、211、511、〇1和]\111组成,其各组份质量百分含量为:211:6.5%,511:4.0%,〇1:0.5%,]\111: 1.0% ;不可避免杂质<0.15% ;其余为儀。
[0009] 作为更进一步的优选方案之一,本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料 由Mg、Zn、Sn、Cu和Mn组成,其各组份质量百分含量为:Zn:6.5%,Sn: 4.0%,Cu:l%,Mn: 0.75%;不可避免杂质<0.15%;其余为镁。
[0010] 作为更进一步的优选方案之一,本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料 由]\%、211、511、〇1和]\111组成,其各组份质量百分含量为:211:6.5%,511:6.0%,〇1:0.5%,]\111: 1.0% ;不可避免杂质<0.15% ;其余为儀。
[0011] 本发明不可避免的杂质为△1、31、呢、(:11/6,其总量<0.15%。
[0012] 本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料的制备方法,包括下述步骤;
[0013] 步骤一:
[0014] 按设计组分熔炼,铸造,得到铸锭;
[0015] 步骤二
[0016] 按设计尺寸,对铸锭进行机加工,然后进行变形处理,得到挤压态变形镁合金材 料。
[0017] 本发明的制备具体工艺如下:本发明镁合金材料采用半连续熔炼或者普通重力铸 造法熔炼铸造,进行均匀化处理后,在挤压机上挤压成棒材,挤压棒材进行合理的热处理; 本发明镁合金可以加工出尺寸多样的板、棒、管、型材及锻件产品。本发明镁合金材料具体 冶炼铸造工艺选择的具体步骤如下:
[0018] 原材料为工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯锡、镁铜中间合金和镁锰中间合金,首先 在电阻坩埚炉中加热熔化工业纯镁,温度在700°C时母料全部熔化;然后在750°C左右打 渣,加入锌锭、镁铜中间合金和镁锰中间合金,当全部溶化后搅拌2〜5分钟,使成分均匀 化,静置保温15min;然后加入纯锡,溶化后搅拌均匀,静止保温15分钟,之后降温到690〜 720°C,全程在CO2和SF6混合气体保护下水冷成铸锭。
[0019] 本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料的制备方法,所述变形处理包括 热挤压、乳制、锻造中的至少一种。所述热挤压为:将经过机加工的铸锭在300〜420°C下进 行6〜24小时的均匀化退火,均匀化退火后冷却至室温,然后再升温至300〜420°C,预热20 〜90min,接着进行热挤压;热挤压后冷却室温,得到挤压态变形镁合金材料;所述热挤压的 挤压温度为300〜420 °C,挤压速度为1.5〜3m/min,挤压比为10〜40、优选为20〜30、进一步 优选为25。
[0020] 工业上应用时,根据挤压机挤压筒的尺寸将上述铸锭锯切、车皮至合适尺寸;将经 过机加工的铸锭在300〜420°C下进行6〜24小时的均匀化退火,均匀化退火后冷却至室温, 然后再升温至300〜420°C,预热20〜90min,然后在挤压机上挤压成设定形状的材料,挤压 后空冷至室温,得到挤压态变形镁合金材料。
[0021] 本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料的制备方法,挤压态变形镁合金 材料先在400〜460°C固溶处理1〜6小时,水淬至室温;然后在150〜210°C下时效2〜30小 时,空冷至室温,得到T6变形镁合金材料;
[0022] 或
[0023] 挤压态变形镁合金材料在400〜460 °C固溶处理1〜6小时,水淬至室温;然后在70 〜110 °C首次时效8〜24小时,随后在150〜210 °C时效1〜20小时,空冷至室温,得到(T4+双 级时效)变形镁合金材料。
[0024] 本发明一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料的制备方法,所得挤压态变形镁 合金材料的屈服强度为272〜2851〇^、抗拉强度为337〜3501〇^、延伸率为12.9〜15.5%;所 得丁6变形镁合金材料的屈服强度为335〜36610^、抗拉强度为378〜39310^、延伸率为4.8 〜8.8% ;所得(T4+双级时效)变形镁合金材料的屈服强度为355〜392MPa、抗拉强度为380 〜405MPa、延伸率为3.1〜8.0%。
[0025] 本发明使用的各合金元素的选择及成分范围被限制在上述范围内的原因(设计思 想)如下:
[0026] (I)Zn: 4.0〜9.0%
[0027] Zn元素在镁基体中的最高固溶度达6.2%。在向镁基体中添加4.0%或更多的Zn, 当在挤压后快速冷却或挤压后进行固溶处理时,可使锌原子与镁基体形成固溶体,从而起 到固溶强化作用,同时保证了足够数量的MgZn2析出相(尤其是棒状^、相)和时效强化效果。 当Zn含量小于4.0%时,由于析出相的形成不充分,所以时效强化效果不明显;另一方面,当 Zn的添加量为9.0%及以上时,远超过了固溶度,多余的合金相会在晶界处残留,可能产生 机械性能的降低。所以本发明的Zn含量限制在4.0〜9.0%的范围内。此外,由于Cu元素的添 加,固溶和时效处理过程中就会有一小部分Zn和Mg、Cu形成会形成Mg (Zn,Cu) 2析出相,为了 同时保证的MgZn2和Mg (Zn,Cu) 2两类析出相的时效强化效果,Zn优选限制在5.5〜7.5 %范 围内,经试验检验,当其他组元协同作用时,6.5%的Zn,其效果为最佳。
[0028] (2) Sn:0.5〜8%
[0029] Sn在共晶温度561°C的固溶度为14.85 %,而在200 °C时固溶度为0.45 %,因此Sn在 镁中具有良好的固溶强化效果和和时效强化潜力;时效过程中Sn主要以Mg2Sn析出相形式 存在。众所周知,在Mg-Sn二元合金中,其析出相Mg2Sn析出相主要以片状或板条状分布在镁 基体基面上,对位错基面滑移的阻碍效果较弱,因此时效强化效果有限。而本发明中,由于 Zn、Sn的共同存在,导致Mg2Sn析出相其惯习面变为基体棱柱面或锥面,即与镁基面成一定 角度,能够有效阻碍基面位错滑移,大大提高了Mg2Sn析出相的时效强化效果;而且Mg2Sn相 的熔点高(770°〇,分布弥散,具有第二相强化作用,同时有效提高合金的耐热性能。
[0030] (3) Cu:0.1〜5%
[0031] Cu元素在镁合金中一般属于降低耐蚀性的有害元素,但是本发明中Cu的加入有几 方面的作用:Cu主要以CuMgZn三元高温共晶相存在,避免了 Cu降低耐蚀性的危害,同时提高 了合金体系的共晶温度,从而可以在更高温度下进行固溶处理,提高Zn、Sn两种元素的固溶 度以及空位数量,导致时效过程中MgZn2和Mg2Sn析出相的体积分数明显增加;合金在固溶 处理随后的时效过程中,会析出Mg2Zn、Mg (Zn,Cu) 2两类析出强化相,弥散分布于晶内和晶 界,钉扎晶界和位错,有效增加位错滑移阻力,其中Mg (Zn,Cu) 2也属于高温稳定相,提升合 金的相变温度,提高了合金的耐热性和抗蠕变性能。
[0032] ⑷ Mn: 0.5〜2%,
[0033] 在本发明中Mn元素主要存在以下几方面作用:铸造过程中,Mn元素可以起到沉降 杂质(形成MnFe相沉到底部),净化溶体,提高铸态纯度的作用;在铸态、均勾化和塑性变形 过程中主要以单质颗粒形式弥散分布在基体中,可使合金晶粒得到有效细化,提高合金强 韧性;在固溶处理时,提高合金固溶温度,进而提高Zn、Sn元素在本发明合金中的最大固溶 度,促进析出相的析出;更为重要的作用是,本发明材料时效过程中,细小弥散分布的锰单 质颗粒会成为MgZn2相(尤其是棒状^’:相)的异质形核核心(见附图11),促进棒状K1相的时 效析出,大大有效提高合金的时效强化效应。
[0034] 本发明镁合金材料可通过挤压或乳制或锻造变形及后续热处理可获得高强度。本 发明所述镁合金材料与商用高强变形镁合金ZK60相比,不含稀土金属及贵金属,而且综合 力学性能均优于ZK60合金;与Mg-Zn-RE和Mg-Gd-Y-Zn-Zr等稀土高强度镁合金相比,综合性 能相当,甚至优于部分合金,不含稀土元素及贵金属,而且制备加工工艺简单,因此具有成 本低和商用价值高的优点。
[0035] 本发明所述镁合金材料的优点是:
[0036] I本发明镁合金材料锌作为第一组元,其最高固溶度达到6.2%,具有显著的固溶 强化与时效强化双重作用。将挤压后的镁合金棒材加热到400〜440 °C固溶,可使锌原子充 分固溶与基体中,经过充分保温后水淬,形成过饱和固溶体,保证了足够数量的MgZn2析出 相和时效强化效果。此外,由于Cu元素的添加,固溶和时效处理过程中就会有一小部分Zn和 Mg、Cu形成也会形成Mg (Zn,Cu) 2析出相,为了同时保证的MgZm和Mg (Zn,Cu) 2两类析出相的 时效强化效果,Zn优选限制在5.5〜7.5%范围内,其中以6.5%为最佳(高于Zn在镁基体中 的最大固溶度6.2%)。
[0037] Π本合金通过添加Sn析出Mg2Sn相,使合金具有较高的力学性能。Mg-Sn二元系合 金中的Mg2Sn相原本都是平躺在镁基面上的,但是由于Zn的作用,使得Mg2Sn可以与基面成 一定角度析出,增强了晶界滑移和迀移的阻力,提高了 Mg2Sn析出相的时效强化效果;此 夕卜,Mg2Sn相的熔点高(770°C),分布弥散,具有第二相强化作用,有效提高合金的耐热性能。
[0038] m本合金通过添加Cu,一方面大大提高合金共晶温度,使得本发明合金体系可以 在更高温度在进行固溶处理,促进MgZn2和Mg2Sn两类析出相的时效析出,析出相的体积分数 大大提升;另一方面,时效过程中还会析出Mg (Zn,Cu) 2高温稳定相,弥散分布于晶内和晶 界,钉扎晶界和位错,增大滑移阻力,使得合金的耐热性能增强;
[0039] IV本合金通过添加Mn,在合金熔炼的过程中沉降杂质,使合金纯度更高,从而增强 合金的耐腐蚀性能;在铸态、均匀化和挤压态中,Mn主要以锰单质颗粒存在,起到有细化晶 粒和弥散强化的作用;在固溶处理时,提高合金固溶温度,进而提高Zn、Sn元素在本发明合 金中的最大固溶度,促进析出相的析出;更为重要的作用是,时效过程中,细小弥散分布的 锰单质颗粒会成为MgZn2相(尤其是棒状β’ :相)的异质形核合金,促进棒状β’ i相的时效析 出,大大有效提高合金的时效强化效应。
[0040] V对于本发明合金材料来说,由于Cu和Mn起到促进MgZm、Mg2Sn和Mg (Zn,Cu) 2三类 析出相的时效强化,进而达到三类析出相的联合析出强化作用,所以其室温力学性能优异, 抗拉强度最高达到420MPa;由于Mg2Sn和Mg (Zn,Cu) 2两类析出相均属于高温相,所以本发明 合金的高温性能和耐热性也较佳。
[0041] VI本发明所述镁合金材料与商用高强变形镁合金ZK60相比,不含稀土金属及贵金 属,而且综合力学性能均优于ZK60合金;与Mg-Zn-RE和Mg-Gd-Y-Zn-Zr等热门研发的稀土 高强度镁合金相比,综合性能相当,甚至优于部分合金,不含稀土元素及贵金属,而且本发 明镁合金材料可通过挤压或乳制或锻造变形及后续热处理获得高强度,制备加工工艺简 单,因此具有成本低和商用价值高的优点。
[0042] 本发明通过各适量各组元的协同作用,配合适当的热处理工艺,得到了性能优异 的产品,其所得产品的性能远远优于先有无稀土变形镁合金的性能。同时本发明制备工艺 简单、可控;便于大规模的工业化应用和生产。
附图说明
[0043] 图1是本发明合金(实施例2的挤压态、单级时效态和双级时效)的X-射线衍射谱。 横坐标为2Θ角度;纵坐标为衍射强度(任意单位);
[0044] 图2、图3、图4分别是本发明镁合金材料(实施例1、实施例2、实施例4)铸态的微观 组织金相照片;
[0045] 图5是本发明镁合金材料(实施例2)铸态与均匀化态的晶粒组织扫描电子显微镜 (SEM)对比图片;
[0046] 图6是本发明镁合金材料(实施例2)均匀化态的晶粒组织SEM面扫描元素分布对比 图片;
[0047] 图7是本发明镁合金(实施例2)挤压态纵截面的微观组织金相照片;
[0048] 图8是本发明镁合金(实施例2)挤压态纵截面的SEM图片;
[0049] 图9是本发明镁合金(实施例2)固溶处理+单级时效态的晶粒组织SEM照片;
[0050] 图10是本发明镁合金(实施例2)固溶处理+单级时效的晶粒组织SEM照片;
[0051] 图11是本发明镁合金材料(实施例2)固溶处理+单级时效态的TEM照片;
[0052] 图12是本发明镁合金材料(实施例1、实施例2、实施例4)挤压态差热分析(DSC)图 片。
具体实施方式
[0053] 下面参照附图并结合具体实例,进一步阐述本发明,应理解的是,这些实例是用于 说明本发明,而不是对本发明的限制,在本发明的构思前提下对本发明制备方法的简单改 进,都属于本发明所要求保护的范围。
[0054] 实施例1:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Sn为4.0%,Mn为1.0%,剩余部分 为镁和不可避免的杂质。
[0055] 实施例2:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Sn为4.0%,Cu为0.5%,Mn为 1.0%,剩余部分为镁和不可避免的杂质。
[0056] 实施例3:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Sn为4.0%,Cu为1%,Mn为 0.75%,剩余部分为镁和不可避免的杂质。
[0057] 实施例4:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Sn为4.0%,Cu为1.5%,Mn为 0.9%,剩余部分为镁和不可避免的杂质。
[0058] 实施例5:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Mn为1.5%,Cu为0.5%,Sn为 1.0%,剩余部分为镁和不可避免的杂质。
[0059] 实施例6:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Cu为0.5%,Sn为2.0%,Mn为 1.25%,剩余部分为镁和不可避免的杂质。
[0060] 实施例7:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Cu为0.5%,Sn为6.0%,Mn为 1.0%,剩余部分为镁和不可避免的杂质。
[0061] 实施例8:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Cu为0.5%,Mn为1.0%,剩余部分 为镁和不可避免的杂质。
[0062] 实施例9:合金成份(质量百分比)为:Zn为6.5%,Cu为1.5%,Mn为1.0%,剩余部分 为镁和不可避免的杂质。
[0063] 取上述实施例的成份配方,用下列方法得到本发明镁合金材料:
[0064] 1、合金冶炼及铸造:
[0065] 原材料为工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯锡、镁铜中间合金和镁锰中间合金,首先 在电阻炉坩埚中加热熔化工业纯镁,温度在700°C时母料全部熔化;然后在750°C左右打 渣,加入锌锭、镁铜中间合金和镁锰中间合金,当全部溶化后搅拌2〜5分钟,使成分均匀 化,静置保温15min;然后加入纯锡,溶化后搅拌均匀,静止保温15分钟,之后降温到690〜 720°C,全程在CO2和SF6混合气体保护下水冷成铸锭;
[0066] 2、机加工:
[0067] 根据挤压机挤压筒的尺寸将铸锭锯切、车皮至合适尺寸。
[0068] 3、均匀化处理:
[0069] 将经过机加工的铸锭在300〜420°C下进行6〜24小时的均匀化退火。
[0070] 4、热挤压加工:
[0071] 在300〜420 °C下预热20〜90min,然后在挤压机上挤压成棒材,挤压后空冷至室 温,本发明实施例1〜9镁合金挤压参数见表1。
[0072] 表1本镁合金材料主要挤压参数
[0073]
Figure CN108385007AD00091
[0074] 5、挤压棒材的热处理工艺:
[0075] 将实施例挤压棒材采用两种热处理方式,如下表2所示:
[0076] 表2本镁合金挤压棒材的热处理工艺:
[0077]
Figure CN108385007AD00092
[0078]
Figure CN108385007AD00101
[0079] 6、微观组织表征:
[0080] 组织观察的样品其制备过程如下:采用2000号碳化硅水磨砂纸磨平表面;然后采 用金刚石研磨膏机械抛光;合金在挤压态、单级时效、双级时效下的主要第二相经X-射线衍 射分析为 〇-]\%、]\%72113、]\%2211、]\%2311、(:11]\%211、]\%(211,(:11)2和]\111,所述镁合金材料实施例2的父-射线图谱列于附图1中;通过配置有能谱装置的电子扫描显微镜(JSM-6360)上可以确定合 金中合金相与元素的分布。
[0081 ]图2〜4分别是实施例1、2、4的铸态合金金相照片,由图可知,铸态组织由α-Mg树枝 晶、枝晶间及枝晶臂间的共晶化合物所组成,合金中添加Zn元素主要形成Mg7Zn3共晶相。添 加Cu元素后,随着Cu元素添加量的增加,合金的铸态枝晶得到细化,铸态枝晶间及枝晶臂间 化合物进一步偏析。添加Sn元素后,能有效的细化合金晶粒,形成高硬度,熔化温度的Mg2Sn 共晶相,能明显提升镁合金的室温力学和高温力学性能。共晶化合物Mg7Zn3、Mg2Sn和CuMgZn 相主要分布在晶界和枝晶上,在合金再结晶阶段抑制晶粒长大,对晶界有钉扎作用,因此 合金晶粒细小,高温稳定性较好。
[0082] 图5为(实施例2)铸态与均匀化态扫描电子显微镜照片,图中铸态组织显示大量的 共晶组织沿晶界或枝晶边界以不连续网状形式分布,部分黑色析出颗粒亦在晶内弥散分 布。同时Cu的加入提高了 Mg-Zn合金的共晶温度,并使其具有更高的固溶处理温度,以便使 Zn和Cu能最大限度地固溶于Mg基体中,起到固溶强化效果。另外,Cu的加入可改变Mg-Zn合 金共晶相的结构,使共晶相从原来的完全断续分布在晶界和枝晶臂处变成连续呈薄片状分 布于晶界和枝晶臂。图中铸态与均匀化态组织对比,可以看出合金经过均匀化处理后,晶界 和枝晶臂的共晶相有效的溶解,改善铸锭化学成分和组织的不均匀性。
[0083] 图6为(实施例2)均匀化态,面扫描元素分布图,共晶化合物部分溶解,粗大的枝晶 消失,均匀化后的合金化学成分和组织更加均匀,大幅降低合金的变形抗力,提高成型性。
[0084] 图7、图8为所述镁合金(实施例2)挤压加工后合金样品的金相照片与SEM照片,从 图7金相照片中可以看出,通过挤压加工后,挤压态动态再结晶充分,再结晶晶粒尺寸较为 均匀,挤压流线比较明显。图8为合金样品的扫描电子显微镜的高倍率照片,从中可以看出 挤压时均匀化处理残余的少量Mg7Zn3、Mg2Sn和CuMgZn共晶化合物随着变形而破裂,沿着挤 压方向分布形成流线。溶解的合金相弥散的分布在晶界和晶内,钉扎晶界和位错,阻碍动态 再结晶晶粒的长大,使晶粒得到明显细化,提高材料的综合力学性能。
[0085] 图9、图10为所示镁合金(实施例2)经过固溶+单级时效和固溶+双级时效后的扫描 组织照片,经过固溶处理的试样,组织均匀,消除了由于非平衡结晶所带来的各种偏析,第 二相析出物大部分溶入基体中形成了过饱和固溶体,为时效析出做准备。合金材料在经过 单级时效与双级时效后发现合金晶粒大小均匀,Mg2Zn、Mg2Sn和Mg (Zn,Cu) 2析出相相弥散 分布于晶粒内部,有效阻碍位错运动,提高材料的综合力学性能。
[0086] 图11为所示镁合金(实施例2)经过固溶+单级时效后的透射电子显微照片,由图可 以看到,经过时效处理后,存在Mg2Zn、Mg2Sn、Mg (Zn,Cu) 2三类析出相,其中Mg2Zn析出相存在 两种形态,分别是棒状少:相和盘状β’2相,其中部分棒状的形核核心是弥散分布的细 小锰单质颗粒相。
[0087] 7、力学性能测试:
[0088] 根据国标GB228-2010的标准,将本发明实施例所述镁合金材料挤压态和各种热处 理状态下的试样加工成标准拉伸试样进行拉伸试验,拉伸样品为圆棒状,其轴线方向平行 于材料的纵向。本发明实施例1〜9挤压态、各种热处理状态下的室温力学性能如表3所示。
[0089] 表3本发明所述镁合金材料的室温力学性能表
[0090]
Figure CN108385007AD00111
[0091]
Figure CN108385007AD00121
[0092] 在本发明的实施例中,实施例1、8、9实质上为对比例。目前典型变形镁合金材料力 学性能数据见表4。
[0093] 表4典型变形镁合金的室温力学性能。
[0094]
Figure CN108385007AD00122
[0095]
Figure CN108385007AD00131
[0096] 由表3可以看出,本发明镁合金材料可以通过合理选择热处理工艺条件可获得高 性能。本发明镁合金材料(实施例2-7)属于Mg-Zn-Sn-Cu-Mn五元系合金,实施例1为对比例, 属于Mg-Zn-Sn-Mn四元系合金,结合图12的差热分析结果,对比实施例1和实施例2〜7可知, 本发明的综合室温力学性能远优于Mg-Zn-Sn-Mn四元系;此外,本发明的共晶温度将近460 °C (图12),而实施例1的共晶温度只有344°C (和Mg-Zn二元合金的共晶温度相当),本发明 的耐热性能更好。实施例8和9为Mg-Zn-Cu-Mn四元系合金,属于对比例,众所周知,Mg-Zn-Cu系合金属于铸造镁合金,并不适合塑性变形,由表3可看出,经过塑性变形(挤压)后,实施 例8和9的力学性能较差,尤其是塑性较差,对比实施例2〜7和实施例8〜9,本发明性能远远 优于Mg-Zn-Cu-Mn合金。
[0097] 对比表3和表4,本发明镁合金与常用变形镁合金AZ31、AZ60和AZ80相比,具有更高 的屈服强度和抗拉强度,最高分别能达到390MPa和405MPa;与商业高强变形镁合金ZK60合 金相比,综合力学性能也远远优于ZK60合金;与目前研发的Mg-Gd-Y-Zn-Zr系高强变形镁合 金(以Mg-9Gd-3Y-0.6Zn-0.5Zr-T5为例)相比,本发明镁合金的的抗拉强度和延伸率稍微差 点,但是屈服强度要好很多,综合性能相当。本发明镁合金材料价格远远低于ZK60和Mg-Gd-Y-Zn-Zr镁合金,只相当于普通Mg-Al-Zn系镁合金的价格,即用普通Mg-Al-Zn系镁合金的价 格,可以获得远优于ZK60镁合金材料的高性能,因此本材料的性价比高,具有极大地应用前 景。
[0098] 图12为实施例1、2、3的挤压态镁合金合金样品,采用差热分析仪进行差热分析,升 温速率为ΙΟΚ/min。对于不同Cu含量的合金来说,升温过程中主要有两个吸热峰,第一个峰 为共晶相变温度,第二个峰为合金熔化温度。对于实施例1中peak 1在344°C左右,peak A在 625°C左右;对于实施例2中peak 2大约在444°C左右,peak B在618°C左右;对于实施例3中 peak 3大约在459°C,peak C在597°C左右。这些充分说明,随着Cu含量的增加,实施例1、2、 3中peak l、peak 2、peak 3的温度逐渐增加,peak 2、peak 3稳定在444〜459°C左右,相比 于实施例1中peak 1的温度点提升100〜115 °C。结合XRD实验结果,说明本发明镁合金由于 含有Cu,使合金形成CuMgZn共晶相,其熔点高,热稳定性好,弥散的分布在晶界和晶内,提升 了合金材料的共晶温度,进而使得合金能固溶更多量的元素,增强了合金的时效强化效果; 同时,由于Cu、Sn元素的存在,形成了高温时效析出相,本发明镁合金也具有优异的高温性 能和耐热性能。
[0099] 最后,需要指出的是,本实施例只是用于说明本发明而非限制,事实上,当本发明 镁合金材料各组分质量百分含量分别为:Zn: 4.0〜9.0 %,Sn: 0.5〜8 %,Cu: 0.1〜5%,Mn: 0.5〜2%,其余为不可避免杂质和镁,合金都具有较好的综合力学性能和耐热性,仍属于本 发明的保护范围。

Claims (10)

1. 一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料,其特征在于:所述低成本的高性能耐热 变形镁合金材料由Mg、Zn、Sn、Cu和Mn组成,其各组份质量百分含量为:Zn: 4.0〜9.0%,Sn:
0.5〜8%,Cu:0.1〜5%,Mn:0.5〜2%,其余为不可避免杂质和镁。
2. 根据权利要求1所述的一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料,其特征在于:低成 本的高性能耐热变形镁合金材料由18、211、511、〇1和血组成,其各组份质量百分含量为:211: 6.5%,Sn: 1〜6%,Cu:0.5〜1.5%,Mn:0.75〜1.0%,其余为不可避免杂质和镁。
3. 根据权利要求2所述的一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料,其特征在于:低成 本的高性能耐热变形镁合金材料由18、211、511、〇1和血组成,其各组份质量百分含量为:211: 6.5%,Sn:4〜6%,Cu:0.5〜1.0%,Mn:0.75〜1.0%,其余为不可避免杂质和镁。
4. 根据权利要求3所述的一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料,其特征在于:低成 本的高性能耐热变形镁合金材料由18、211、511、〇1和血组成,其各组份质量百分含量为:211: 6.5%,Sn:4.0%,Cu:0.5%,Mn: 1.0%;不可避免杂质彡0.15%;其余为镁。
5. 根据权利要求3所述的一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料,其特征在于:低成 本的高性能耐热变形镁合金材料由18、211、511、〇1和血组成,其各组份质量百分含量为:211: 6.5%,Sn:4.0%,Cu:l%,Mn:0.75%;不可避免杂质彡0.15%;其余为镁。
6. 根据权利要求3所述的一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料,其特征在于:低成 本的高性能耐热变形镁合金材料由18、211、511、〇1和血组成,其各组份质量百分含量为:211: 6.5%,Sn:6.0%,Cu:0.5%,Mn: 1.0%;不可避免杂质彡0.15%;其余为镁。
7. —种制备如权利要求1-6任意一项所述低成本的高性能耐热变形镁合金材料的方 法,其特征在于包括下述步骤; 步骤一: 按设计组分熔炼,铸造,得到铸锭; 步骤二 按设计尺寸,对铸锭进行机加工,然后进行变形处理,得到挤压态变形镁合金材料。
8. 根据权利要求7所述的一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料的制备方法;其特 征在于:所述变形处理包括热挤压;所述热挤压为:将经过机加工的铸锭在300〜420°C下进 行6〜24小时的均匀化退火,均匀化退火后冷却至室温,然后再升温至300〜420°C,预热20 〜90min,接着进行热挤压;热挤压后冷却室温,得到挤压态变形镁合金材料;所述热挤压的 挤压温度为300〜420°C,挤压速度为1.5〜3m/min,挤压比为10〜40。
9. 根据权利要求8所述的一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料的制备方法;其特 征在于: 挤压态变形镁合金材料先在400〜460°C固溶处理1〜6小时,水淬至室温;然后在150〜 210°C下时效2〜30小时,空冷至室温,得到T6变形镁合金材料; 或 挤压态变形镁合金材料在400〜460 °C固溶处理1〜6小时,水淬至室温;然后在70〜110 tC首次时效8〜24小时,随后在150〜210°C时效1〜20小时,空冷至室温,得到(T4+双级时 效)变形镁合金材料。
10. 根据权利要求9所述的一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料的制备方法;其特 征在于: 挤压态变形镁合金材料的屈服强度为272〜285MPa、抗拉强度为337〜350MPa、延伸率 为 12.9 〜15.5%; 丁6变形镁合金材料的屈服强度为335〜36610^、抗拉强度为378〜39310^、延伸率为4.8 〜8.8%; (T4+双级时效)变形镁合金材料的屈服强度为355〜392MPa、抗拉强度为380〜405MPa、 延伸率为3.1〜8.0%。
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