CN110643873B - 一种超高塑性Mg-Gd系镁合金及其变形材制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种超高塑性Mg‑Gd系镁合金及其变形材制备方法，按重量百分比计由以下成分组成：Gd 0.2～6.0％，Mn 0～1.0％，X 0～10.0％，其余为Mg，其中X为Fe、Ni、Cu、Ag或者Pt。镁合金变形材的制备方法包括：S1、合金熔炼：以纯镁锭、Mg‑Gd中间合金、Mg‑Mn中间合金，以及Fe、Ni、Mg‑Ni中间合金、Mg‑Cu中间合金、Mg‑Ag中间合金或Mg‑Pt中间合金为原料，按上述镁合金成分及重量百分比进行配料；将合金配料熔化后铸造成合金铸锭；S2、机加工：将S1制得的合金铸锭用机械加工成挤压坯料；S3、挤压成形：将S2制得的挤压坯料预热至挤压温度，采用热挤压工艺一次挤压成形，即得。本发明的镁合金表现出超高室温塑性，可常规快速成形，成本低，工艺简单，可进行大应变量成形和冷加工。

Description

一种超高塑性Mg-Gd系镁合金及其变形材制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，具体涉及一种超高塑性Mg-Gd系镁合金及其变形材制备方法。
背景技术
镁合金是密度最小的工程结构金属材料，在汽车、医疗、国防、航空、航天等领域具有广阔的应用前景。大规模推广镁合金材料及制品对缓解能源危机、降低能耗污染、实现节能减排具有重要的战略意义。与压铸镁合金产品相比，变形镁合金具有优异的综合力学性能，适用范围也更为广泛，因此变形镁合金的研究目前已成为镁产业发展中的重要研究方向。然而，由于镁自身的密排六方结构，晶体对称性低，启动不同滑移系所需的临界剪切应力存在很大差异，室温下参与变形的独立滑移系少，且易于产生变形织构，导致镁合金室温塑性差，塑性加工比较困难。因此，研发高塑性镁合金是目前镁合金工业的发展趋势，也是推动变形镁合金大规模应用的关键。
发明内容
本发明方法的目的是提供一种室温塑性高，能常规快速成形，成本低，工艺简单的Mg-Gd系镁合金及其变形材制备方法。
为达到上述目的，本案发明人经长期研究和大量实践，得出本发明技术方案，如下：
1、一种超高塑性Mg-Gd系镁合金，按重量百分比计由以下成分组成：Gd 0.2～6.0％，Mn 0～1.0％，X 0～10.0％，其余为Mg；所述X为Fe、Ni、Cu、Ag或者Pt。
进一步，按重量百分比计由以下成分组成：Gd 0.2～6.0％，Mn 0.1～1.0％，X 0.1～10.0％，其余为Mg。
进一步，按重量百分比计由以下成分组成：Gd 2.0％，Mn 0.5％，Ag0.5％，其余为Mg。
进一步，按重量百分比计由以下成分组成：Gd 2.0％，Mn 0.4％，Ni 9.0％，其余为Mg。
2、超高塑性镁合金变形材的制备方法，包括如下步骤：
S1、合金熔炼：以纯镁锭、Mg-Gd中间合金、Mg-Mn中间合金和Y为原料，按上述所述镁合金成分及重量百分比进行配料；将合金配料熔化后铸造成合金铸锭；
S2、机加工：将S1制得的合金铸锭用机械加工成挤压坯料；
S3、挤压成形：将S2制得的挤压坯料预热至挤压温度，采用热挤压工艺一次挤压成形，即得；
所述Y为Fe、Ni、Mg-Ni中间合金、Mg-Cu中间合金、Mg-Ag中间合金或者Mg-Pt中间合金。
进一步，所述S1中采用半连续铸造法制备合金铸锭。
再进一步，所述半连续铸造法是将合金配料先预热至40～80℃，撒上覆盖剂，再升温至750～800℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至700～750℃进行浇铸。
更进一步，所述半连续铸造法是将合金配料先预热至50℃，撒上覆盖剂，再升温至760℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至720℃进行浇铸。
进一步，所述S2是将S1制得的合金铸锭车削加工成挤压坯料，所述挤压坯料为直径80mm、长100mm的圆柱体。
进一步，所述S3中，挤压温度为350～450℃，挤压比为8～85，挤压速度为5～30m/min。
本发明制备过程中所述原料Mg-Gd中间合金、Mg-Mn中间合金、Fe、Ni、Mg-Ni中间合金、Mg-Cu中间合金、Mg-Ag中间合金和Mg-Pt中间合金均可直接从市场上购得。
本发明的有益效果在于：1)本发明的镁合金采用低含量Gd和Mn、X作为合金化元素，Gd元素固溶到基体中，起到固溶强化的作用，同时又能够有效地弱化挤压织构，使挤压态合金呈现稀土织构特征，有利于室温变形过程基面滑移和拉伸孪晶的启动；Mn、X元素能够显著地细化合金铸态晶粒，达到细晶强化的目的；三者共同作用使镁合金获得室温超高塑性；2)本发明的镁合金仅含有α-Mg、X两相，不含LPSO等相，使镁合金获得室温超高塑性；3)本发明的超高塑性镁合金可通过常规挤压设备一次快速挤压成形，工艺简单，易于控制；同时省去挤压前以及挤压后耗时耗能的热处理过程，提高了生产效率，节约生产成本，有利于推广应用；4)本发明所制备的镁合金变形材室温拉伸后表现出断后伸长率高于50％的超高塑性，可进行大应变量成形和冷加工；同时合金具有良好的拉伸强度，综合力学性能远高于同种条件处理的纯镁，能够满足复杂工况的应用需求。
附图说明
图1为本发明实施例2的挤压态合金金相显微组织图；
图2为本发明实施例2的EBSD IPF(电子背散射衍射晶粒取向)图；
图3为本发明实施例3的挤压态合金金相显微组织图；
图4为本发明实施例3的EBSD IPF(电子背散射衍射晶粒取向)图；
图5为本发明实施例2、3制得的镁合金变形材的室温拉伸应力应变曲线。
具体实施方式
下面通过具体实施例对本发明作进一步说明，以使本领域的技术人员可以更好的理解本发明并能予以实施，但所举实施例不作为对本发明的限定。
实施例1
1)合金的熔炼：以纯镁锭、Mg-Gd中间合金为原料，按照Gd 1.0％，余量为Mg的重量百分比进行配料，将合金配料预热至50℃，撒上覆盖剂，再升温至760℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至720℃进行浇铸。
2)机加工：将合金铸锭车削加工成直径为80mm、长100mm的圆柱体挤压坯料。
3)挤压成形：挤压前将挤压坯料和模具在400℃条件下预热1h，然后按挤压温度为400℃，挤压比为45，挤压速度为20m/min，一次挤压成形即可。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为102MPa，抗拉强度为177MPa，断后伸长率为49％。
实施例2
本实施例中除了Gd 1.0％替换为2.0％以外，其余均与实施例1相同。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为115MPa，抗拉强度为189MPa，断后伸长率为49％。
图1为本发明实施例2挤压态合金金相显微组织图，从图中分析可知，本发明制备合金经过一次快速热挤压成形后，晶粒细化显著，且等轴晶粒特征。
图2为本发明实施例2的EBSD IPF图，从图中分析可知，合金在挤压过程发生了完全动态再结晶，挤压后合金晶粒取向较为分散，呈软取向特征。
实施例3
1)合金的熔炼：以纯镁锭、Mg-Gd中间合金和Mg-Mn中间合金为原料，按照Gd2.0％，Mn 0.5％，余量为Mg的重量百分比进行配料，将合金配料预热至50℃，撒上覆盖剂，再升温至760℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至720℃进行浇铸。
2)机加工：将合金铸锭车削加工成直径为80mm、长100mm的圆柱体挤压坯料。
3)挤压成形：挤压前将挤压坯料和模具在400℃条件下预热1h，然后按挤压温度为400℃，挤压比为45，挤压速度为20m/min，一次挤压成形即可。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为84MPa，抗拉强度为172MPa，断后伸长率为51％。
图3为本发明实施例3挤压态合金金相显微组织图，从图中分析可知，本发明制备合金经过一次快速热挤压成形后，晶粒细化显著，且等轴晶粒特征。
图4为本发明实施例3的EBSD IPF图，从图中分析可知，合金在挤压过程发生了完全动态再结晶，挤压后合金晶粒取向较为分散，呈软取向特征。
图5为本发明实施例2和实施例3制备的镁合金断后伸长率测试对比，从图中分析可知，通过本发明方法制备的镁合金均表现出超高的室温塑性。
实施例4
1)合金的熔炼：以纯镁锭、Mg-Gd中间合金、Mg-Mn中间合金、Mg-Ag中间合金为原料，按照Gd 2.0％，Mn 0.5％，Ag 0.5％，其余为Mg的重量百分比进行配料，将合金配料预热至50℃，撒上覆盖剂，再升温至760℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至720℃进行浇铸。
2)机加工：将合金铸锭车削加工成直径为80mm、长100mm的圆柱体挤压坯料。
3)挤压成形：挤压前将挤压坯料和模具在400℃条件下预热1h，然后按挤压温度为400℃，挤压比为45，挤压速度为20m/min，一次挤压成形即可。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为208MPa，抗拉强度为285MPa，断后伸长率为56％。
实施例5
本实施例中除了将Gd 2.0％，Mn 0.5％，Ag 0.5％，其余为Mg的重量百分比进行配料替换为按照Gd 5.5％，Mn 0.3％，Ag 8.0％，其余为Mg的重量百分比进行配料以外，其余均与实施例4相同。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为255MPa，抗拉强度为325MPa，断后伸长率为50％。
实施例6
1)合金的熔炼：以纯镁锭、Mg-Gd中间合金、Mg-Ni中间合金为原料，按照Gd 2.0％，Ni 9.0％，其余为Mg的重量百分比进行配料，将合金配料预热至50℃，撒上覆盖剂，再升温至760℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至720℃进行浇铸。
2)机加工：将合金铸锭车削加工成直径为80mm、长100mm的圆柱体挤压坯料。
3)挤压成形：挤压前将挤压坯料和模具在400℃条件下预热1h，然后按挤压温度为400℃，挤压比为45，挤压速度为20m/min，一次挤压成形即可。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为181MPa，抗拉强度为235MPa，断后伸长率为47％。
实施例7
1)合金的熔炼：以纯镁锭、Mg-Gd中间合金、Mg-Mn中间合金、Mg-Ni中间合金为原料，按照Gd 2.0％，Mn 0.4％，Ni 9.0％，其余为Mg的重量百分比进行配料，将合金配料预热至50℃，撒上覆盖剂，再升温至760℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至720℃进行浇铸。
2)机加工：将合金铸锭车削加工成直径为80mm、长100mm的圆柱体挤压坯料。
3)挤压成形：挤压前将挤压坯料和模具在400℃条件下预热1h，然后按挤压温度为400℃，挤压比为45，挤压速度为20m/min，一次挤压成形即可。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为238MPa，抗拉强度为347MPa，断后伸长率为49％。
实施例8
本实施例除了将Mg-Ag中间合金替换为Fe，并按照Gd 2.0％，Mn 0.5％，Fe 3.0％，其余为Mg的重量百分比进行配料以外，其余均与实施例1相同。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为199MPa，抗拉强度为256MPa，断后伸长率为47％。
实施例9
本实施例除了将Mg-Ag中间合金替换为Mg-Pt中间合金，并按照Gd 2.5％，Mn0.3％，Pt 8.0％，其余为Mg的重量百分比进行配料以外，其余均与实施例1相同。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为212MPa，抗拉强度为252MPa，断后伸长率为50％。
实施例10
本实施例除了将Mg-Ag中间合金替换为Mg-Cu中间合金，并按照Gd 2.0％，Mn0.5％，Cu10.0％，其余为Mg的重量百分比进行配料以外，其余均与实施例1相同。
本实施例制备的镁合金变形材的力学性能具体表现为室温拉伸屈服强度为205MPa，抗拉强度为247MPa，断后伸长率为49％。
本实施例1～10制备的镁合金用低含量Gd和Mn、X作为合金化元素，Gd元素固溶到基体中，起到固溶强化的作用，同时又能够有效地弱化挤压织构，使挤压态合金呈现稀土织构特征，有利于室温变形过程基面滑移和拉伸孪晶的启动；Mn、X元素能够显著地细化合金铸态晶粒，达到细晶强化的目的；三者共同作用使镁合金获得室温超高塑性。通过检测分析，本发明的镁合金中仅含有α-Mg、X两相，不含LPSO等相，使镁合金获得室温超高塑性。本发明的超高塑性镁合金可通过常规挤压设备一次快速挤压成形，工艺简单，易于控制；同时省去挤压前以及挤压后耗时耗能的热处理过程，提高了生产效率，节约生产成本，有利于推广应用。本实施例1～10制备的镁合金经过力学性能测试，表现超高的室温拉伸屈服强度和抗拉强度，且断后伸长率均高于47％，可进行大应变量成形和冷加工；同时合金具有良好的拉伸强度，综合力学性能远高于同种条件处理的纯镁，能够满足复杂工况的应用需求。
以上所述实施例仅是为充分说明本发明而所举的较佳的实施例，本发明的保护范围不限于此。本技术领域的技术人员在本发明基础上所作的等同替代或变换，均在本发明的保护范围之内。本发明的保护范围以权利要求书为准。

Claims (4)

1.一种超高塑性Mg-Gd系镁合金，其特征在于，按重量百分比计由以下成分组成：Gd2.0~5.5％，Mn 0.3%~0.5％，X 0.5~10％，其余为Mg；所述X为Fe、Cu、Ag或者Pt；
其变形材的制备方法包括如下步骤：
S1、合金熔炼：以纯镁锭、Mg-Gd中间合金、Mg-Mn中间合金和Y为原料，按上述镁合金成分及重量百分比进行配料；将合金配料熔化后铸造成合金铸锭；
S2、机加工：将S1制得的合金铸锭用机械加工成挤压坯料；
S3、挤压成形：将S2制得的挤压坯料预热至挤压温度，采用热挤压工艺一次挤压成形，即得；
所述Y为Fe、Mg-Cu中间合金、Mg-Ag中间合金或者Mg-Pt中间合金；
S1中采用半连续铸造法制备合金铸锭；所述半连续铸造法是将合金配料先预热至40～80℃，撒上覆盖剂，再升温至750～800℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至700～750℃进行浇铸；
S3中，挤压温度为350～450℃，挤压比为8～85，挤压速度为5～30m/min。
2.根据权利要求1所述一种超高塑性Mg-Gd系镁合金，其特征在于，按重量百分比计由以下成分组成：Gd 2.0％，Mn 0.5％，Ag0.5％，其余为Mg。
3.根据权利要求1所述一种超高塑性Mg-Gd系镁合金，其特征在于，所述半连续铸造法是将合金配料先预热至50℃，撒上覆盖剂，再升温至760℃，在SF6和CO2混合气体保护下进行熔炼，全部熔化后充分搅拌，静置，降温至720℃进行浇铸。
4.根据权利要求1所述一种超高塑性Mg-Gd系镁合金，其特征在于，S2是将S1制得的合金铸锭车削加工成挤压坯料，所述挤压坯料为直径80mm、长100mm的圆柱体。
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