CN108728714A - 一种vw93m超高强纳米异构镁合金制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种VW93M超高强纳米异构镁合金制备方法。所述镁合金质量百分比成分为:Mg‑8.0~9.6Gd‑1.8~3.2Y‑0.3~0.7Zr‑0.02~0.5Ag‑0.02~0.3Er,将镁合金半连续铸造锭坯进行均匀化处理后挤压成棒材,将挤压棒材进行旋锻变形,控制旋锻温度为100~370℃,控制道次变形量为10~20%,总变形量为5~60%,控制进料速度为3~6mm/min,每2道次变形后改变进料方向,制得直径3~30mm、长1000~2000mm,晶粒尺寸30nm~2μm的纳米异构镁合金,结合后续热处理合金室温抗拉强度≥570MPa,屈服强度≥470MPa,断后伸长率≥6%。
Description
技术领域
本发明属于超高强镁合金制备领域,特别涉及超高强纳米异构镁合金制备方法。
背景技术
镁合金具有低密度、高比强度、高比刚度、高阻尼等优点,作为新一代轻质结构材料,其优异的减重特性对航空航天、交通运输等领域具有重要意义。然而现有镁合金力学性能偏低,难以满足航空航天等领域对于高性能材料的需求,因而提高镁合金强度、制备高强甚至超高强镁合金是镁合金研究的重要目标。纳米异构金属材料是近年来发展起来的金属材料有效的强化方法,可显著提高金属材料强度和韧性,探索制备纳米异构镁合金新技术对超高镁合金材料制备有重要意义。
发明内容
本发明在于提供一种VW93M超高强纳米异构镁合金制备方法。所述镁合金质量百分比成分为:Mg-8.0~9.6Gd-1.8~3.2Y-0.3~0.7Zr-0.02~0.5Ag-0.02~0.3Er,先采用半连续铸造方法制取镁合金锭坯,将镁合金锭坯进行均匀化热处理后挤压成棒材,然后对挤压棒材进行旋锻变形。采用此方法制得的纳米异构镁合金晶粒尺寸为30nm~2μm,所得纳米异构镁合金成品尺寸为直径3~30mm、长1000~2000mm,结合后续热处理合金室温抗拉强度≥570MPa,屈服强度≥470MPa,断后伸长率≥6%。
本发明VW93M超高强纳米异构镁合金制备方法,包括以下具体步骤:
a.采用半连续铸造方法制取镁合金锭坯;
b.将镁合金锭坯进行均匀化热处理,将均匀化处理后的坯料进行挤压变形;
c.对挤压棒材进行旋锻变形,控制旋锻温度为100~370℃,控制道次变形量为10~20%,总变形量为5~60%,控制进料速度为3~6mm/min,每2道次变形后改变进料方向。
d.将所制得纳米异构镁合金进行时效热处理。
所述的旋锻变形,控制旋锻温度为100~300℃。
所述的旋锻变形,控制旋锻总变形量为10~60%。
所述的旋锻变形,控制进料速度为4~6mm/min。
本发明的优点有:
1)将挤压棒材进行旋锻变形。首先,旋锻变形可实现高的静水压应力,降低镁合金的开裂倾向,提高可实现的总变形量;其次,旋锻变形可实现高的应变速率,高应变速率可提高镁合金开裂前可累积的位错密度、高密度位错诱发镁合金内部形成纳米量级亚结构、进而形成纳米晶;再次,旋锻变形可在沿棒材直径不同部位形成不同应力场,激发不同的变形机制,形成连续变化的组织,制得纳米异构镁合金。
2)通过控制旋锻温度获得纳米异构组织。旋锻变形温度过高,合金流动性强,变形更容易深入,变形过程中发生再结晶而形成晶粒粗大的均匀变形组织。温度较低时,晶粒不易长大,形成纳米晶,同时低温下合金流动性不强,易形成异构组织。但是温度过低,旋锻变形的高应变速率以及变形的不均匀,易导致合金棒材心部内应力剧增,诱发开裂。通过大量试验探索表明,在100~370℃旋锻变形,高应变速率诱发局部形成晶粒尺寸约为30~100nm纳米晶,同时变形的不均匀使合金内部保存大量晶粒尺寸约为100nm~2μm的超细晶。
3)控制旋锻总变形量也是获得纳米异构组织的重要保障。变形量过低时,仅可在局部形成超细晶组织,难以形成纳米晶,而变形量过高则容易导致合金开裂。大量试验探索表明,旋锻总变形量在5~60%时,才可获得纳米异构组织。
4)采用半连续铸造方法制取镁合金锭坯,可减少夹杂、气孔、疏松、中心裂纹等缺陷。控制缺陷数量可降低其在后续变形过程中的开裂倾向、提高镁合金在旋锻变形过程中的成形性、提高可实现的旋锻总变形量、降低可采用的旋锻温度,进而降低纳米镁合金成品晶粒尺寸。采用挤压方法制备旋锻坯料,可进一步降低合金缺陷数量、减小缺陷尺寸,提高可实现的旋锻总变形量、降低可采用的旋锻温度,进而降低纳米异构镁合金成品晶粒尺寸。
具体实施方式
实施例1
a. 所述镁合金质量百分比成分为:Mg-8.0Gd-3.0Y-0.4Zr-0.05Ag-0.03Er,采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯,并进行均匀化热处理;
b. 将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形;
c.将挤压棒材在125℃进行旋锻变形,控制道次变形量为15%、15%、10%,总变形量为35%,控制进料速度为4mm/min,每2道次变形后改变进料方向,所得纳米异构镁合金晶粒尺寸为30nm~2μm、成品尺寸为直径20mm、长2000mm;
d.将旋锻棒材进行时效热处理。
根据GB/T228-2002对所得纳米异构镁合金进行力学性能测试,结果见表1。
实施例2
a.所述镁合金质量百分比成分为:Mg-8.0Gd-3.0Y-0.4Zr-0.05Ag-0.03Er,采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯,并进行均匀化热处理;
b.将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形;
c. 将挤压棒材在250℃进行旋锻变形,控制道次变形量为15%、10%、10%,总变形量为31%,控制进料速度为4mm/min,每2道次变形后改变进料方向,所得纳米异构镁合金晶粒尺寸为50nm~2μm、成品尺寸为直径30mm、长2000mm;
d.将旋锻棒材进行时效热处理。
根据GB/T228-2002对所得纳米异构镁合金进行力学性能测试,结果见表1。
实施例3
a.所述镁合金质量百分比成分为:Mg-8.0Gd-3.0Y-0.4Zr-0.05Ag-0.03Er,采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯,并进行均匀化热处理;
b.将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形;
c.将挤压棒材在200℃进行旋锻变形,控制道次变形量为15%、15%、15%,总变形量为39%,控制进料速度为5mm/min,每2道次变形后改变进料方向,所得纳米异构镁合金晶粒尺寸为70nm~1μm、成品尺寸为直径14mm、长1000mm;
d.将旋锻棒材进行时效热处理。
根据GB/T228-2002对所得纳米异构镁合金进行力学性能测试,结果见表1。
实施例4
a. 所述镁合金质量百分比成分为:Mg-8.0Gd-3.0Y-0.4Zr-0.05Ag-0.03Er,采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯,并进行均匀化热处理;
b.将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形;
c.将挤压棒材在300℃进行旋锻变形,控制道次变形量为15%、15%、15%、15%,总变形量为48%,控制进料速度为6mm/min,每2道次变形后改变进料方向,所得纳米异构镁合金晶粒尺寸为50nm~2μm、成品尺寸为直径30mm、长1500mm;
d.将旋锻棒材进行时效热处理。
根据GB/T228-2002对所得纳米异构镁合金进行力学性能测试,结果见表1。
实施例5
a. 所述镁合金质量百分比成分为:Mg-8.0Gd-3.0Y-0.4Zr-0.05Ag-0.03Er,采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯,并进行均匀化热处理;
b. 将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形;
c. 将挤压棒材在300℃进行旋锻变形,控制道次变形量为15%、15%、10%、10%,总变形量为41%,控制进料速度为6mm/min,每2道次变形后改变进料方向,所得纳米异构镁合金平均晶粒尺寸为80nm~2μm、成品尺寸为直径22mm、长1500mm;
d.将旋锻棒材进行时效热处理。
根据GB/T228-2002对所得纳米异构镁合金进行力学性能测试,结果见表1。
表1 纳米异构镁合金室温抗拉力学性能
编号 | 抗拉强度/MPa | 屈服强度/MPa | 断后伸长率/% |
实施例1 | 593 | 515 | 7 |
实施例2 | 588 | 521 | 6 |
实施例3 | 611 | 551 | 6 |
实施例4 | 579 | 515 | 6 |
实施例5 | 575 | 475 | 8 |
Claims (4)
1.一种VW93M超高强纳米异构镁合金制备方法,镁合金质量百分比成分为Mg-8.0~9.6Gd-1.8~3.2Y-0.3~0.7Zr-0.02~0.5Ag-0.02~0.3Er,其特征在于包括以下过程:先采用半连续铸造方法制取镁合金锭坯,将锭坯均匀化处理后挤压成棒材,对挤压棒材进行旋锻变形,控制旋锻温度为100~370℃,控制道次变形量为10~20%,总变形量为5~60%,控制进料速度为3~6mm/min,每2道次变形后改变进料方向,所得纳米异构镁合金晶粒尺寸为30nm~2μm,所得纳米异构镁合金成品尺寸为直径3~30mm、长1000~2000mm,对所得纳米异构镁合金进行时效处理,合金室温抗拉强度≥570MPa,屈服强度≥470MPa,断后伸长率≥6%。
2.根据权利要求1所述VW93M超高强纳米异构镁合金制备方法,其特征在于:所述旋锻变形,控制旋锻温度为100~300℃。
3.根据权利要求1所述VW93M超高强纳米异构镁合金制备方法,其特征在于:所述旋锻变形,控制旋锻总变形量为10~60%。
4.根据权利要求1所述VW93M超高强纳米异构镁合金制备方法,其特征在于:所述旋锻变形,控制进料速度为4~6mm/min。
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