CN109161757B - 一种具有高强度和高塑性的镁合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于镁合金材料技术领域，提供了一种具有高强度和高塑性的镁合金及其制备方法。本发明通过控制各元素的含量，结合预变形‑热处理‑再变形的处理方式，通过空位、位错、层错、晶界的缺陷控制来调控镁合金的亚晶演化过程，尤其是通过MgxZnyCaz亚稳相粒子来控制Laves相或LPSO(Long Period Stacking Ordered，LPSO)结构相或再结晶过程，提升镁合金的强度和塑性。

Description

一种具有高强度和高塑性的镁合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及镁合金材料技术领域，特别涉及一种具有高强度和高塑性的镁合金及其制备方法。
背景技术
镁合金具有密度小、比强度和比刚度高、导热导电性能好、阻尼减振、电磁屏蔽、易于加工成型、废料容易回收等优点，在汽车、电子通信、航空航天和国防军事等领域具有重要的应用价值，被称为21世纪“绿色工程材料”。
目前市面上的镁合金产品主要以铸件为主，但是镁合金结晶温度间隔宽，容易形成凝固收缩分布在铸件断面，使合金强度和韧性降低，镁合金为密排六方晶体结构，抗拉强度、屈服强度和延伸率低，只能用于一些力学性能要求较低的场合。例如：Song Zhang等(Effect of solid solution and aging treatments on the microstructuresevolution and mechanical properties of Mg-14Gd-3Y-1.8Zn-0.5Zr alloy，Journalof Alloys and Compounds.2013，557：91-97)开发的铸态Mg-14Gd-3Y-1.8Zn-0.5Zr合金的抗拉强度可达到为366MPa，但延伸率仅为2.8％。因此，现有的铸造镁合金虽然拥有极佳的强度，但合金的延伸率较低，较差的塑性不利于该系合金的广泛应用。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种具有高强度和高塑性的镁合金及其制备方法。
为了达到以上目的，本发明提供了以下技术方案：
本发明提供了一种具有高强度和高塑性镁合金的制备方法，包括以下步骤：
提供镁合金坯料；所述镁合金坯料包括以下质量百分含量的组分：Al 0.1～13％，Zn 0.1～9％，Ca 0.1～6％，Mn 0.1～2％，Zr 0～6％，RE 0.1～20％和余量的Mg；所述RE为稀土元素；
将所述镁合金坯料依次进行预变形处理、热处理和再变形处理，得到高强度和高塑性镁合金；所述热处理方式包括时效处理、双级退火和固溶时效处理中一种，或者依次连续进行的时效处理、双级退火和固溶时效处理；
所述镁合金的微观组织包括MgxZnyCaz相、Laves相和析出相；所述析出相包括杆状Mg-Zn相、纳米级球形Mg-Zn相、由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相、由Laves相析出的LPSO结构相和由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相中的一种或多种；
所述MgxZnyCaz相中x+y+z＝100且y与z的比值为0.1～10。
优选的，所述时效处理的温度为150～250℃，时效处理的时间为4～16h；
所述双级退火包括顺次进行的首次退火和再次退火；所述首次退火的温度为450～500℃，首次退火的时间为1～4h；所述再次退火的温度为250～350℃，再次退火的时间为4～16h；
所述固溶时效处理包括顺次进行的固溶处理和时效处理；所述固溶处理的温度为450～500℃，固溶处理的时间为1～4h；所述固溶时效处理中时效处理的温度为150～250℃，时效处理的时间为4～16h。
优选的，当所述热处理方式为时效处理时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括15％～50％MgxZnyCaz相，5％～40％Laves相，5％～25％杆状Mg-Zn相、5％～15％由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和1～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
优选的，当所述热处理方式为双级退火时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括5％～25％MgxZnyCaz相，0.1％～45％Laves相，5％～30％纳米级球形Mg-Zn相、0.1％～40％的由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和由Laves相析出的LPSO结构相以及1％～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
优选的，当所述热处理方式为固溶时效处理时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括5％～15％MgxZnyCaz相，0.1％～40％Laves相，15％～30％纳米级球形Mg-Zn相，0.1％～15％杆状Mg-Zn相、0.1％～40％由Laves相析出的LPSO结构相和1～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
优选的，当所述热处理方式为依次连续进行的时效处理、双级退火和固溶时效处理时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括0.1～5％MgxZnyCaz相，0.1～45％Laves相，0.1～20％杆状Mg-Zn相，0.1～30％纳米级球形Mg-Zn相以及LPSO结构相总体积含量为0.1～45％。
优选的，所述预变形处理的方式为挤压变形，所述挤压变形的挤压比为9～25；所述预变形的温度为310℃～350℃。
优选的，所述预变形后镁合金坯料中Mg基体的晶粒直径为3～10μm
优选的，所述再变形处理的变形程度为10％～60％；所述再变形的变形方向与预变形变形方向间的角度为0°～90°。
本发明还提供了上述技术方案所述的制备方法制备得到的镁合金，以质量百分含量计，化学组成上包括以下组分：Al 0.1～13％，Zn 0.1～9％，Ca 0.1～6％，Mn 0.1～2％，Zr 0～6％，RE 0.1～20％和余量的Mg；所述RE为稀土元素。
本发明提供了一种具体高强度和高塑性的镁合金的制备方法。本发明通过控制各元素的含量，结合预变形-热处理-再预变形的处理方式，通过基于空位、位错、层错、晶界的缺陷控制来调控镁合金的亚晶演化过程，即通过MgxZnyCaz亚稳相第二相粒子组织演变来对镁合金的纳米级第二相粒子的转变进行控制，尤其是通过MgxZnyCaz亚稳相粒子来控制Laves相或LPSO结构相或再结晶过程，提升镁合金的力学性能，所述预变形和热处理目的主要是促进“MgxZnyCaz亚稳相”向“LPSO结构相”的转变，着重解决镁合金塑性变形过程中晶界滑移困难、非基面滑移不易启动的难题，进而能大幅度提升镁合金的强度、塑性等宏观力学性能。
实施例的结果表明，本发明制备得到镁合金强度达到400MPa～480MPa，延伸率可达到8％～20％。
附图说明
图1为实施例1双级退火(500℃/2h+280℃/4h)后镁合金的TEM图；
图2为实施例1中双级退火(500℃/2h+280℃/4h)后形成的MgxZnyCaz亚稳相的TEM图；
图3为镁晶格柱面滑移或锥面滑移的启动示意图；
图4为实施例1经双级退火处理后的蔡司金相显微镜检测图；
图5为实施例2再次变形过程中沿挤压方向(0°)的微观组织观察图；
图6为实施例2再次变形过程中沿挤压法向方向(90°)的微观组织观察图。
具体实施方式
本发明提供了一种具有高强度和高塑性镁合金的制备方法，包括以下步骤：
提供镁合金坯料；所述镁合金坯料包括以下质量百分含量的组分：Al 0.1～13％，Zn 0.1～9％，Ca 0.1～6％，Mn 0.1～2％，Zr 0～6％，RE 0.1～20％和余量的Mg；所述RE为稀土元素；
将所述镁合金坯料依次进行预变形处理、热处理和再变形处理，得到高强度和高塑性镁合金；所述热处理方式包括时效处理、双级退火和固溶时效处理中一种，或者依次连续进行的时效处理、双级退火和固溶时效处理；
所述镁合金的微观组织包括MgxZnyCaz相、Laves相和析出相；所述析出相包括杆状Mg-Zn相、纳米级球形Mg-Zn相、由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相、由Laves相析出的LPSO结构相和由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相中的一种或多种；
所述MgxZnyCaz相中x+y+z＝100且y与z的比值为0.1～10。
本发明提供的镁合金坯料，以质量百分含量计，包括以下组分：Al 0.1～13％，Zn0.1～9％，Ca 0.1～6％，Mn 0.1～2％，Zr 0～6％，RE 0.1～20％和余量的Mg。
以质量百分含量计，本发明提供的镁合金坯料包括Al 0.1～13％，优选为0.5～10％，进一步优选为1～5％，更优选为2～3％。
以所述Al的质量含量为基准，本发明提供的镁合金坯料包括Zn 0.1～9％，优选为0.5～7.5％，进一步优选为1.5～5.5％。
以所述Al的质量含量为基准，本发明提供的镁合金坯料包括Ca 0.1～6％，优选为0.4～5.5％，进一步优选为0.8～4.5％，更优选为1.2～3.5％。
以所述Al的质量含量为基准，本发明提供的镁合金坯料包括Mn 0.1～2％，优选为0.2～1.8％，进一步优选为0.4～1.5％，更优选为0.5～1.0％。
以所述Al的质量含量为基准，本发明提供的镁合金坯料包括Zr 0～6％，优选为0.1～5.0％，进一步优选为0.5～4％，更优选为1.2～3.2％。
以所述Al的质量含量为基准，本发明提供的镁合金坯料包括RE(稀土元素)0.1～20％，优选为0.5～14％，进一步优选为0.8～10％，更优选为1～8％。在本发明中，所述稀土元素RE优选为Nd、Gd和Y中的一种或多种，进一步优选为Nd、Gd和Y。
按质量含量计，除上述各元素外，本发明提供镁合金坯料包括余量的Mg，以Mg作为合金基体。
在本发明中，所述镁合金坯料的制备方式优选为铸造方式或者快速凝固喷射沉积方式。本发明对所述铸造方式和快速凝固喷射沉积方式的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。当采用快速凝固喷射沉积方式制备镁合金坯料时，所述快速凝固喷射沉积方式的冷却速度优选为10～104℃/s，进一步优选为(0.1～0.8)×104℃/s；本发明严格控制冷却速度使得镁合金坯料中晶粒尺寸细小，为后续预变形过程晶粒细化提供基础。
本发明采用所述组分的镁合金坯料，结合预变形、热处理和再变形处理过程，便于实现对微观组织结构的控制。本发明所提供的镁合金坯料同时含有Mg、Zn和Ca，这三种元素有较强的亲和性，即三者之间电负性相差较大，进而在变形以及热处理过程中极易形成MgxZnyCaz亚稳相；在所述MgxZnyCaz亚稳相中，所述x+y+z＝100且y与z的比值为0.1～10，优选为0.5～9，更优选为1～6；Mg、Zn、Ca三者共存时有利于Laves相生成，由于Laves相本身具有拓扑密排结构，其配位数和空间利用率都很高，位错形核和滑移非常困难，Laves相具有非常高的硬度和热稳定性，故Laves相作为一种硬质相也能够提高材料的强度和蠕变抗力；同时，由于Al与Mg原子核电荷数仅相差1，且Al与Mg的原子半径差值较小，故Al、Mg、Zn和Ca四种元素的共存能够形成Mg-Al-Zn-Ca相，即MgxZnyCaz亚稳相在Al存在时会形成基于CaAl2的Laves相；该类基于CaAl2的Laves相作为高温稳定相可以提高镁合金的强度和蠕变抗力。
再者，所述稀土元素的存在有助于在MgxZnyCaz亚稳相中形成细小的第二相LPSO：当镁合金坯料中还存在所述稀土元素时，MgxZnyCaz相与RE元素相遇之初，首先表现出较强的吸引力，即趋向于形成“含RE的MgxZnyCaz相”。其次，当大量稀土元素RE富集在MgxZnyCaz相周边且RE要准备参与MgxZnyCaz结构形成时，此时Ca元素则对RE表现出明显的“排斥性”，从而导致稀土元素RE只能在与MgxZnyCaz空间距离相距5～20nm处富集。在Ca元素对RE的“排斥性”作用下，会在Mg-Zn或Ca-Al周围形成固定片层状结构，而后“排斥性”会迅速减弱，此时稀土元素在MgxZnyCaz相的吸引力以及后续热处理过程中分子热运动作用下能够会在这些“片层状结构”中呈“周期性”富集，从而最终析出形成LPSO结构相。
在本发明中，当所述镁合金坯料中RE与Zn原子比小于0.3时，稀土元素RE的质量百分含量较低，所述MgxZnyCaz亚稳相首先倾向于形成纳米级具有稳定结构的第二相粒子(例如(Ca,Nd)Al2结构C15型Laves相)，然后再依托此类第二相粒子，在预变形和热处理过程中进一步形成纳米级LPSO结构相；当所述镁合金坯料中RE与Zn原子比为0.3～1.6(进一步优选为0.35～1.4，更优选为0.5～1.2)时，由于稀土元素RE的质量百分含量较高，MgxZnyCaz亚稳相则倾向于直接形成大量纳米级LPSO结构相而不再依托C15型Laves相为基体来完成结构转变。因此，本发明通过调整RE的质量百分含量，借助MgxZnyCaz亚稳相的不同微观组织转变过程，同时解决了镁合金中第二相LPSO粒子的数量少和尺寸偏大的问题。
本发明将所述镁合金坯料依次进行预变形处理、热处理和再变形处理，得到高强度和高塑性镁合金。
在本发明中，所述预变形的方式优选为挤压变形，所述挤压变形的挤压比优选为9～25，进一步优选为16～25。在本发明中，所述挤压预变形的温度优选为310～350℃，进一步优选为340℃。
本发明在所述预变形时会形成“一次形变亚晶胞”，结合后续的再变形过程该“一次形变亚晶胞”可转变成“二次形变亚晶胞”；并且在再变形过程中，也会直接形成形变亚晶胞。本发明在再变形过程中，在外力施加平行方向或外力施加垂直方向均会发生动态再结晶和LPSO结构相的形成，同时表现出明显的“受力方向的敏感性”：当再变形外力施加方向平行于预挤压坯挤压方向(0°)时，镁合金倾向形成LPSO结构相，可同时提高强度和塑性，强度可达420～480MPa，延伸率可达10％～20％；当外力施加方向垂直于预挤压坯挤压方向(90°)时，镁合金倾向于发生动态再结晶进而细化晶粒可再提高延伸率15％左右。
在本发明中，所述挤压变形过程实现了晶粒细化，形成位错和缺陷；所述预变形后镁合金坯料中Mg基体的晶粒直径优选为3～10μm，进一步优选为4～9.5μm，更优选为5～9μm。
在本发明中，Mg基体的晶粒尺寸细化至小于10μm时，非基面滑移可贯穿整个晶粒内部，即使室温也能发生基面至柱面的交滑移且能抑制孪晶形成，从而能提高镁合金室温塑性；晶界滑移(GrainBoundary Sliding,GBS)通常在高温低应变速率下才能发生(与扩散有关，如超塑性)，但在Mg基体晶粒尺寸小于10μm时，即使室温和总变形量较小时亦可发生明显的晶界滑移(GBS)，进而提高镁合金晶界的韧性，进一步提高镁合金的塑性。尤其，Mg基体晶粒尺寸细化至小于10μm时，所述挤压变形后镁合金坯料中(Ca,Nd)Al2结构C15型Laves相能够成为Mg-Nd-Zn型长周期堆垛有序结构(Long Period Stacking Ordered，LPSO)形成的基底，该Laves相成分主要包括Mg、Zn、Ca与RE四类元素。
本发明对所述镁合金坯料进行预变形处理，得到预变形坯，不但能使镁合金组织均匀，还能改变镁合金内部多数晶粒的取向；本发明在所述预变形过程中会形成大量的位错，这些位错在随后热处理过程中成为溶质原子扩散的通道，在位错密集区的溶质原子形成G.P区(GuinierPreston zone区，它是一种从过饱固溶体中最先析出并与母相完全共格、厚度不超过10nm的过渡相)，随时间延长G.P区中会有第二相的形核、长大，即“G.P区转变为析出相”，从而提高镁合金的强度和塑性。
预变形后，本发明将所述预变形坯进行热处理，得到热处理坯。
在本发明中，所述热处理方式包括时效处理、双级退火和固溶时效处理中的一种，或者依次连续进行的时效处理、双级退火和固溶时效处理。
在本发明中，所述时效处理的温度优选为150～250℃，进一步优选为170～230℃，更优选为180～225℃。在本发明中，所述时效处理的时间优选为4～16h，进一步优选为5～12h，更优选为6～10h。
在本发明中，所述双级退火优选包括顺次进行的首次退火和再次退火。在本发明中，所述首次退火的温度优选为450～500℃，进一步优选为460～480℃，更优选为465～470℃。在本发明中，所述首次退火的时间优选为1～4h，进一步优选为1.5～3h，更优选为2～2.5h。在本发明中，所述再次退火的温度优选为250～350℃，进一步优选为270～340℃，更优选为280～320℃；所述再次退火的时间优选为4～16h，进一步优选为5～12h，更优选为6～10h。
在本发明中，所述首次退火保温结束之后直接降温到再次退火的保温温度，实现双级退火保温；本发明对所述降温的速率没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的降温速率即可。本发明对所述首次退火和再次退火的冷却方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。本发明优选将所述再次退火后的坯料冷却至室温。
在本发明中，所述固溶时效处理优选包括顺次进行的固溶处理和时效处理阶段。在本发明中，所述固溶处理的温度优选为450～500℃，进一步优选为460～485℃，更优选为470～475℃。在本发明中，所述固溶处理的时间优选为1～4h，进一步优选为1.5～3.5h，更优选为2～2.4h。在本发明中，所述固溶处理的冷却速率优选为每秒500℃；本发明优选将固溶保温后的坯料冷却至室温后，再升温至时效处理的温度；本发明对所述升温的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的达到时效处理温度的升温方式即可。在本发明中，所述固溶时效处理中时效处理的温度优选为150～250℃，进一步优选为180～225℃；所述时效处理的时间优选为4～16h，进一步优选为5～15h，更优选为6～10h。
本发明针对含MgxZnyCaz亚稳相的预变形坯进行不同热处理工艺，就会得到不同微观组织的镁合金，实现强度和塑性的提高；结合后续再变形处理，得到具有高强度和高塑性的镁合金。在本发明中，所述镁合金的微观组织包括MgxZnyCaz相、Laves相和析出相；所述析出相包括杆状Mg-Zn相、纳米级球形Mg-Zn相、由MgxZnyCaz相析出的LPSO(Long PeriodStacking Ordered)结构相、由Laves相析出的LPSO结构相和由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相中的一种或多种；所述MgxZnyCaz相中x+y+z＝100且y与z的比值为0.1～10，优选为1～5。
当对所述预变形坯进行时效处理时，预变形坯中的MgxZnyCaz亚稳相可转变形成大量弥散分布的杆状Mg-Zn强化相以及LPSO结构相，这可显著提高镁合金硬度(由预挤压坯70HV增加到78HV)。
当对所述预变形坯进行双级退火处理后，预变形坯中的MgxZnyCaz亚稳相尺寸主要为纳米级和微米级，在塑性变形过程中MgxZnyCaz亚稳相可促进晶界滑移来协调变形，可起到晶界滑动“润滑剂”的效果，如图4所示；在本发明中，当大量弥散分布的纳米级球形Mg-Zn相(β′1和β′2)，镁合金硬度则由预挤压坯的70HV降低到59HV，但延伸率同时可提高3.5％。此外，含MgxZnyCaz亚稳相转变形成的纳米级LPSO结构相的成长方向与Mg晶格c轴垂直，此时的镁合金在塑性变形时可在外力作用下导致c轴弯折或倾斜，故Mg晶格中的柱面和锥面也会发生倾斜，根据下式：
如果保持P不变，cosλcosф(Schmid因子)越趋于软取向越有利于得到更大的τ，使得τ易于达到锥面滑移系开启的临界值τc，最终导致促使Mg晶格的柱面或锥面滑移开始启动(原理如图3所示)，可提高镁合金塑性，延伸率提高1％～3.5％，非基面滑移系的启动在保证强度的同时更有利于镁合金塑性的提高。
热处理后，本发明将所述热处理坯进行再变形处理，得到再次变形镁合金。在本发明中，所述再变形的变形量优选为20％～60％；所述再变形的变形方向与预变形变形方向间的角度优选为0°～90°；所述再变形的变形量以再变形前的基体尺寸为基础计算。沿着与预变形外力施加方向垂直的方向进行再变形，更倾向于发生由亚晶组织引起的动态再结晶；沿着与预变形外力施加方向平行的方向进行再变形，更倾向于生成由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。在本发明中，所述再变形处理优选为轧制、挤压或锻造；本发明对所述轧制、挤压和锻造的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。本发明在所述再变形处理过程中，发生塑性变形，预变形过程中形成的位错，此时起到钉扎位错的作用，最终实现了镁合金强度和塑性综合性能的提高。
在本发明中，当前述技术方案所述制备方法中预变形后热处理的方式为顺次进行的时效处理、双级退火处理和固溶时效处理时，所述镁合金的微观组织优选包括MgxZnyCaz相、Laves相、杆状Mg-Zn相、纳米级球形Mg-Zn相、由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相、由Laves相析出的LPSO结构相和由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。以体积含量计，所述镁合金的微观组织优选包括0.1～5％MgxZnyCaz相，0.1～45％Laves相，0.1～20％杆状Mg-Zn相，0.1～30％纳米级球形Mg-Zn相以及LPSO结构相总体积含量为0.1～45％，进一步优选包括2～3％MgxZnyCaz相，15～45％Laves相，5～20％杆状Mg-Zn相，10～20％纳米级球形Mg-Zn相、5％～15％由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相、5～22％由Laves相析出的LPSO结构相和1～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
在本发明中，当前述技术方案所述制备方法中预变形后热处理的方式为时效处理时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括15％～50％MgxZnyCaz相，5％～40％Laves相，5％～25％杆状Mg-Zn相、5％～15％由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和1～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
在本发明中，当前述技术方案预变形后热处理的方式为双级退火时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括5％～25％MgxZnyCaz相，0.1％～45％Laves相，5％～30％纳米级球形Mg-Zn相、0.1％～40％的由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和由Laves相析出的LPSO结构相以及1％～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相；即由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和由Laves相析出的LPSO结构相的总体积含量为0.1％～40％。
在本发明中，当前述技术方案预变形后热处理的方式为固溶时效处理时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括5％～15％MgxZnyCaz相，0.1％～40％Laves相，15％～30％纳米级球形Mg-Zn相，0.1％～15％杆状Mg-Zn相、0.1％～40％由Laves相析出的LPSO结构相和1～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的的镁合金，以质量百分含量计，在化学组成上包括以下组分：Al 0.1～13％，Zn 0.1～9％，Ca 0.1～6％，Mn 0.1～2％，Zr 0～6％，RE 0.1～20％和余量的Mg；所述RE为稀土元素。本发明制备得到的镁合金的化学组成与制备过程中镁合金坯料的化学组成一致，在此不再赘述。
在本发明中，所述镁合金的微观组织包括MgxZnyCaz相、Laves相和析出相；所述析出相包括杆状Mg-Zn相、纳米级球形Mg-Zn相、由MgxZnyCaz相析出的LPSO(Long PeriodStacking Ordered)结构相、由Laves相析出的LPSO结构相和由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相中的一种或多种；所述MgxZnyCaz相中x+y+z＝100且y与z的比值为0.1～10。
在本发明中，所述镁合金的强度优选为400MPa～480MPa，进一步优选为460MPa；所述镁合金的延伸率优选为8％～20％，进一步优选为12％。本发明提供的镁合金具有高强度和高塑性。
为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的高强度和高塑性镁合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1
利用喷射沉积技术制备Mg-13Al-8Zn-2Ca-2Mn-2Gd-1Zr-1Nd合金沉积坯，对沉积坯进行挤压预变形，挤压温度340℃，挤压比25倍。对挤压坯进行双级退火(500℃/2h+280℃/4h)，双级退火后镁合金基体晶粒尺寸15μm左右；然后对热处理坯进行再变形处理，在350℃、变形速率为1s-1、变形程度为0.2的压缩变形，其中再变形的变形方向为与预变形的挤压方向垂直方向，得到强度高且塑性高的镁合金。
对本实施例得到的热处理后的镁合金进行强度和塑性检测，测得抗拉强度为450MPa，延伸率为10％。
对本实施例热处理后的镁合金进行TEM观察，结果如图1所示，其中，图1a为挤压坯组织中位错线的TEM图(其中箭头所指为位错)，图1b为双级退火中出现G.P区的TEM图，图1c为双级退火中部分G.P长大过程图，图1d为双级退火后LPSO结构相的TEM选区衍射图；由图1可知，预变形过程中会形成大量的位错，这些位错在随后热处理过程中成为溶质原子扩散的通道，在位错密集区的溶质原子形成G.P区，G.P区中会有第二相的形核、长大，从而提高镁合金的强度和塑性。
图2为本实施例中预变形挤压坯经“双级退火”后形成的TEM图，其中图2(a)为MgxZnyCaz亚稳相的TEM照片(1、2、3为能谱检测点)；图2(b)为MgxZnyCaz亚稳相的电子衍射花样；图2(c)为由MgxZnyCaz亚稳相形成的层片状LPSO结构相；图2(d)为LPSO结构相的电子衍射花样。
图2(a)中MgxZnyCaz相在位置1、位置2、位置3的能谱检测数据如表1所示。
结合图2和表1的数据可知，形成的镁合金中含有大量纳米级Mg-Nd-Zn型LPSO结构相与Mg-Gd-Zn型LPSO结构相。
对本实施例经“双级退火”处理后的试样进行蔡司金相显微镜观察，结果如图4所示。由图4可知，经双级退火处理后，形成纳米级、微米级第二相粒子，该类第二相粒子能够促进晶界滑动，作为晶界滑动的润滑剂。
对得到的合金的微观组织结构进行观察，并进行体积含量测试，所得到的镁合金(以体积含量计)含有20％MgxZnyCaz相，32％Laves相，28％纳米级球形Mg-Zn相、19％的由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和由Laves相析出的LPSO结构相以及1％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
对该实施例1得到的镁合金进行能谱检测，测试结果如表1所示。由以下表1可知，Mg-Nd-Zn型LPSO结构相与Mg-Gd-Zn型LPSO结构相能够在镁合金热处理过程中形成。
表1MgxZnyCaz相在不同位置的能谱检测数据
实施例2
利用喷射沉积技术制备出Mg-9Al-3Zn-6Ca-0.5Mn-6Zr-2Nd合金沉积坯经过9倍挤压比的挤压预变形后，对挤压坯在200℃条件下进行16h的时效处理。
取两个时效处理后的合金坯，分别沿与预挤压变形方向呈0°和90°的方向进行再变形，再变形的条件为：在350℃、变形速率为1s-1、变形程度为0.2的压缩变形。
发现预挤压坯经过再变形后，沿0°方向的变形更倾向容易形成LPSO结构相，沿90°方向的变形更容易发生动态再结晶。
对实施例2得到的镁合金进行再变形过程中的不同方向进行微观组织观察，测试结果如图5和图6所示，其中，图5为沿挤压方向(0°)变形后微观组织演变；图6为沿法向(90°)压缩变形后微观组织演变。由图5和图6可知，再变形与预变形成0°时，可得到大量LPSO结构相；再变形与预变形成90°时，更容易发生动态再结晶。可见，受到MgxZnyCaz亚稳相结构的影响，再次变形后“一次亚晶胞”和“二次亚晶胞”内部的位错组态、合金成分浓度、能量状态的差异有关系。
经过对不同处理阶段镁合金组织结构的观察和含量测定，再变形方向与预变形方向呈0°的，最终得到的镁合金含有35％MgxZnyCaz相，35％Laves相，15％杆状Mg-Zn相、10％由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
再变形方向与预变形方向呈90°的，最终得到的镁合金含有34％MgxZnyCaz相，36％Laves相，17％杆状Mg-Zn相、12％由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和1％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
对本实施例得到的镁合金进行强度和塑性检测，再变形方向与预变形方向呈0°的，测得抗拉强度为460MPa，延伸率为12％；再变形方向与预变形方向呈90°的，测得抗拉强度为455MPa，延伸率为13.5％。
实施例3
利用喷射沉积技术制备Mg-10Al-8Zn-2Ca-2Mn-2Gd-1Zr-1Nd合金沉积坯，对沉积坯进行挤压预变形，挤压温度340℃，挤压比25倍。对挤压坯进行“固溶时效”处理(480℃/2h+225℃/16h)，热处理后镁合金基体晶粒尺寸15μm左右；然后对热处理坯进行再变形处理，在350℃、变形速率为1s-1、变形程度为0.6的二次压缩变形，压缩变形的变形方向与挤压预变形的变形方向垂直，得到强度高且塑性高的镁合金。
经过对不同处理阶段镁合金组织结构的观察和含量测定，可知最终得到的镁合金(以体积含量计)含有6％MgxZnyCaz相，36％Laves相，16％纳米级球形Mg-Zn相，11％杆状Mg-Zn相、30％由Laves相析出的LPSO结构相和1％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
对本实施例得到的镁合金进行强度和塑性检测，测得强度为470MPa，延伸率为15％。
实施例4
利用喷射沉积技术制备Mg-13Al-8Zn-2Ca-1Mn-2Gd-1Zr-1Nd合金沉积坯，对沉积坯进行挤压预变形，挤压温度340℃，挤压比25倍。对预变形后挤压坯的热处理方式为：200℃条件下进行16h的“时效处理”-“双级退火”(500℃/2h+280℃/4h)-在480℃进行2h的“固溶处理”，随后冷却至室温后，再升温至225℃进行16h的“时效处理”。热处理后镁合金基体晶粒尺寸15μm左右；然后对热处理坯进行再变形处理，在350℃、变形速率为1s-1、变形程度为0.6的二次压缩变形，压缩变形的变形方向与挤压预变形的变形方向一致，得到强度高且塑性高的镁合金。
对得到的镁合金的微观组织结构进行观察，并进行体积含量测试，所得到的镁合金(以体积含量计)含有3％MgxZnyCaz相，45％Laves相，20％杆状Mg-Zn相，10％纳米级球形Mg-Zn相、5％由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相、14％由Laves相析出的LPSO结构相和3％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相。
对本实施例得到的镁合金进行强度和塑性检测，测得强度为480MPa，延伸率为20％。
由以上对比例及实施例可以看出，本发明制备的镁合金具有强度高且塑性好的特点。
本发明通过挤压预变形后的不同热处理过程或不同第二次塑性变形过程来调控MgxZnyCaz亚稳相朝着不同类别、不同微观结构、不同微观组织的转变，尤其是通过MgxZnyCaz亚稳相粒子的组织演变来控制Laves相或LPSO结构相或再结晶过程，借助这些由MgxZnyCaz亚稳相粒子组织演变得到的纳米级第二相粒子在亚晶或晶界的分布及其在热处理或再次变形过程中的钉扎位错作用，最终实现了镁合金强度和塑性综合性能提高。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，并非对本发明作任何形式上的限制。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (5)

1.一种具有高强度和高塑性镁合金的制备方法，包括以下步骤：
提供镁合金坯料；所述镁合金坯料包括以下质量百分含量的组分：Al 9～13％，Zn 3～8％，Ca 2～6％，Mn 0.5～2％，Zr 1～6％，RE 1～2％和余量的Mg；所述RE为稀土元素；
将所述镁合金坯料依次进行预变形处理、热处理和再变形处理，得到高强度和高塑性镁合金；所述热处理方式包括时效处理、双级退火和固溶时效处理中的一种，或者依次连续进行的时效处理、双级退火和固溶时效处理；
所述时效处理的温度为150～250℃，时效处理的时间为4～16h；
所述双级退火包括顺次进行的首次退火和再次退火；所述首次退火的温度为450～500℃，首次退火的时间为1～4h；所述再次退火的温度为250～350℃，再次退火的时间为4～16h；
所述固溶时效处理包括顺次进行的固溶处理和时效处理；所述固溶处理的温度为450～500℃，固溶处理的时间为1～4h；所述固溶时效处理中时效处理的温度为150～250℃，时效处理的时间为4～16h；
所述镁合金的微观组织包括MgxZnyCaz相、Laves相和析出相；所述析出相包括杆状Mg-Zn相、纳米级球形Mg-Zn相、由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相、由Laves相析出的LPSO结构相和由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相中的一种或多种；
所述MgxZnyCaz相中x+y+z＝100且y与z的比值为0.1～10；
当所述热处理方式为时效处理时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括15％～50％MgxZnyCaz相，5％～40％Laves相，5％～25％杆状Mg-Zn相、5％～15％由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和1～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相；
当所述热处理方式为双级退火时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括5％～25％MgxZnyCaz相，0.1％～45％Laves相，5％～30％纳米级球形Mg-Zn相、0.1％～40％的由MgxZnyCaz相析出的LPSO结构相和由Laves相析出的LPSO结构相以及1％～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相；
当所述热处理方式为固溶时效处理时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括5％～15％MgxZnyCaz相，0.1％～40％Laves相，15％～30％纳米级球形Mg-Zn相，0.1％～15％杆状Mg-Zn相、0.1％～40％由Laves相析出的LPSO结构相和1～5％由亚晶组织诱发转变得到的LPSO结构相；
当所述热处理方式为依次连续进行的时效处理、双级退火和固溶时效处理时，以体积含量计，所述镁合金的微观组织包括0.1～5％MgxZnyCaz相，0.1～45％Laves相，0.1～20％杆状Mg-Zn相，0.1～30％纳米级球形Mg-Zn相以及LPSO结构相总体积含量为0.1～45％。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述预变形处理的方式为挤压变形，所述挤压变形的挤压比为9～25；所述预变形处理的温度为310℃～350℃。
3.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于，所述预变形处理后镁合金坯料中Mg基体的晶粒直径为3～10μm。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述再变形处理的变形程度为10％～60％；所述再变形的变形方向与预变形变形方向间的角度为0°～90°。
5.权利要求1～4任一项所述制备方法制备得到的镁合金，以质量百分含量计，化学组成上包括以下组分：Al 9～13％，Zn 3～8％，Ca 2～6％，Mn 0.5～2％，Zr 1～6％，RE 1～2％和余量的Mg；所述RE为稀土元素。
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