CN112111682B

CN112111682B - 一种基于孤岛状β1纳米析出相强化的高性能变形稀土镁锂合金

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Publication number: CN112111682B
Application number: CN202010736206.6A
Authority: CN
Inventors: 于子健; 杜文博; 刘轲; 李淑波; 王朝辉; 杜宪; 赵晨辰
Original assignee: Beijing University of Technology
Current assignee: Beijing University of Technology
Priority date: 2020-07-28
Filing date: 2020-07-28
Publication date: 2021-11-26
Anticipated expiration: 2040-07-28
Also published as: CN112111682A

Abstract

一种基于孤岛状β₁纳米析出相强化的高性能变形稀土镁锂合金，属于金属材料技术领域。稀土镁锂合金成分包括Mg,Gd,Y,Zn，Li元素，合金基体由α‑Mg，或者由α‑Mg+β‑Li组成，其中在α‑Mg基体内存在大量密集且离散分布的纳米尺度孤岛状β₁析出相。上述孤岛状β₁纳米析出相通过热变形中动态析出机制产生，可通过析出强化作用有效提高镁锂合金强度。制备工艺包括：将镁锂合金在熔盐和惰性气氛的保护下浇铸，经固溶处理后，挤压成型，得到稀土镁锂合金。与现有技术相比，本发明在生产效率、屈服强度、抗拉强度、延伸率都有突破性的提高。

Description

一种基于孤岛状β1纳米析出相强化的高性能变形稀土镁锂合金

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，涉及一种基于孤岛状₁纳米析出相强化的高性能变形稀土镁锂合金及其制备方法。

背景技术

镁锂合金是重量最轻的结构用金属材料，通常其密度小于1.70g/cm³。与其他金属结构材料相比，镁锂合金具有高比强度、比刚度，减震性、电磁屏蔽性和抗辐射能力强，易切削加工、易回收等一系列有点，在航空航天和国防军事工业领域具有及其重要的应用价值和广阔的应用前景。

由于锂含量的不同，镁锂合金基体也会出现相应的变化。具体地说，当Li含量低于5.7wt％时，镁锂合金基体仅由α-Mg相组成；当Li含量在5.7～10.3wt％时，镁锂合金基体由α-Mg相+β-Li相组成；当Li含量在大于10.3wt％时，镁锂合金基体仅由β-Li相组成。虽然锂元素的加入可以提高镁合金的韧性，但镁锂合金绝对强度较低这一弱点仍然限制其广泛的工业应用。

利用合金元素和形变热处理的方法可以有改善镁锂合金力学性能已得到广泛的应用。常用的合金元素包括Al，Zn，Ca等，从开发出的镁锂合金包括Mg-Li-Al系，Mg-Li-Zn系， Mg-Li-Al-Zn系，Mg-Li-Al-Ca系及Mg-Li-Zn-Ca系等。然而，上述镁锂合金体系力学性能仍然较低，其中屈服强度高于200MPa的镁锂合金更是鲜有报道。稀土元素作为镁合金中重要的合金元素常被应用于高强韧镁合金的研发中，但其在镁锂合金中的应用鲜有报道。稀土元素尤其是重稀土元素Gd，Er，Y等在镁中具有较大的固溶度，且固溶度随温度下降而急剧减少，从而可以通过时效处理在Mg-Gd/Y/Er等稀土镁合金中得到弥散的、细小的β"，β'和β₁析出相；通常认为这些相稀土镁合金中的析出顺序β"→β'→β₁。为获得这些析出相，合金需要较长的时效处理时间，虽然一定程度上降低了生产效率，但这些析出相可以通过析出强化机制显著提高镁合金力学性能。有利开发高性能镁合金。此外，由于重稀土元素固溶于基体所导致的固溶强化机制和重稀土元素残余产生稳定析出相而引起的弥散强化机制也有利于镁合金力学性能的提高。因此，在镁锂合金中应用重稀土元素是不断提高其力学性能的一种潜在方法。

镁合金传统的形变热处理方法主要包括挤压、轧制和锻造等。其目的在于细化镁合金组织，弥合铸造缺陷，破碎大尺寸析出相等，从而提高力学性能。较铸造镁合金材料，变形镁合金在强度和韧性方面具有绝对的优势。对于高性能变形稀土镁合金的研发已经持续多年，相继开发出屈服强度超过300MPa且延伸率超过8％的Mg-Gd-Zn，Mg-Y-Zn，Mg-Gd-Y，Mg-Gd-Y-Zn-Zr等体系。因此，将形变处理方法应用到镁锂合金的研发中，对其力学性能的提高可预见的。然而，由于镁锂合金基体以及析出相的多样性，在形变热处理中组织和析出相演变及其对力学性能的影响规律仍然存在诸多尚待明确的问题，因此高性能镁锂合金仍存在许多空白领值得深入研究。

发明内容

有鉴于此，本发明针对现有镁锂合金强度较差，难以实现大规模应用的问题，提供一种基于孤岛状β₁纳米析出相强化的高性能变形稀土镁锂合金及其制备方法。本发明通过高固溶度稀土元素(Gd，Y等)及其他合金元素Zn的选择，以及对Li含量的控制，并对上述Mg-Gd-Y-Zn-Li合金进行形变热处理，以提高合金强度，解决镁锂合金强度差的共性问题。

本发明的技术方案是：

一种基于孤岛状β₁纳米析出相强化的变形稀土镁锂合金，其特征在于，包括：6wt％～12 wt％的Gd，1wt％～4wt％的Y，0wt％～2wt％且不为0的Zn，0.1wt％～10wt％的Li，余量的 Mg及不可避免的杂质；

进一步优选，8wt％～10wt％的Gd，2wt％～3wt％的Y，0.5wt％～1.5wt％的Zn。

进一步变形稀土镁锂合金，合金基体由α-Mg，或者由α-Mg+β-Li组成，其中在α-Mg基体内存在大量密集且离散分布的纳米尺度孤岛状β₁析出相。

进一步，上述孤岛状β₁纳米析出相与α-Mg基体的位向关系为

[110] β₁//[0001]_α-Mg，析出惯习面为

上述所述稀土镁锂合金的制备方法，其特征在于，包括：

1)变形稀土镁锂合金在氟化锂和氯化锂熔盐覆盖及SF₆：CO₂混合保护气氛下铸造成坯锭，铸造温度为680℃～720℃；如铸造模具为金属型柱状模具或金属型板状模具，此后对其进行切削加工制成圆柱铸造坯锭。圆柱铸造坯锭尺寸为：直径为35mm，高为34mm。

2)均匀化热处理：将铸造坯锭放在氩气保护下进行均匀化处理，均匀化处理温度为 350～530℃，时间为1～48h，然后置于100℃的沸水中淬火，此后冷却至室温；

3)热挤压变形处理：将均匀化热处理后的铸造坯锭置于挤压机盛锭筒中预热处理，即将铸造坯锭温度升至预定挤压温度待挤压变形处理，预热温度为250～350℃，预热时间为 0.1h-1h，将预热好的铸造坯锭进行热挤压变形处理，挤压温度为：250～350℃，挤压速度为 1-3mm/s，挤压比为10:1至25:1。

本发明的实质性特点为：

通过在镁锂合金中加入Gd和Y重稀土元素，以及Zn元素通过控制Li元素含量，获得由α-Mg，或者由α-Mg+β-Li组成的合金基体。通过热挤压工艺在α-Mg中动态析出大量弥散分布的孤岛状β₁纳米析出相。这些孤岛状β₁纳米析出相有别于传统稀土镁合金中片状的β₁相，因为前者是直接从α-Mg基体通过动态析出产生的，而后者则是前期β'相通过相变产生的。孤岛状β₁纳米析出相与α-Mg基体的位向关系为

析出惯习面为

因此可以有效阻碍α-Mg基体中基面位错开动及滑移，对合金起到强烈的析出强化作用，从而实现提高镁锂合金力学性能的目的。

本发明的有益效果为：

1.通过简单的热挤压变形工艺即可在镁锂合金α-Mg基体中引入大量弥散分布的孤岛状β₁纳米析出相，与常规稀土镁合金对比，省去了为得到纳米析出相而采用的挤压后时效处理工艺，提高生产效率。

2.在镁锂合金α-Mg基体中引入大量弥散分布的孤岛状β₁纳米析出相，对合金起到强烈的析出强化作用，从而实现提高镁锂合金力学性能的目的。

3.采用本发明方法处理后的挤压态Mg-Gd-Y-Zn-Li合金屈服强度突破200MPa，延伸率突破10％。

4.本发明中应用的氩气为实验室常用的惰性保护气体，价格低廉，容易存储和运输、化学性能稳定、无毒无污染，成本低廉。

5.本发明中所用的设备简单方便，实验周期短，操作简单，安全，有利于大规模工业化应用。

附图说明

图1为本发明实施例2镁锂合金热挤压后显微组织OM图；

图2为本发明实施例2镁锂合金热挤压后孤岛状₁纳米析出相TEM图；

图3为本发明实施例7镁锂合金热挤压后显微组织OM图；

图4为本发明实施例7镁锂合金热挤压后孤岛状₁纳米析出相TEM图；

图5为本发明实施例2镁锂合金应力应变曲线图。

具体实施方式

下面用具体实施方式对本法名的技术方案做进一步说明，以下实施里均在本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。

实施例1

选用成分为Mg-8Gd-2Y-1Zn-6Li的铸锭，对其进行切削加工制成直径为35mm，高为34mm的圆柱铸造坯锭后(变形稀土镁锂合金在氟化锂和氯化锂熔盐覆盖及SF₆：CO₂混合保护气氛下铸造成坯锭，铸造温度为680℃～720℃，以下同)，进行均匀化处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到520℃，保温18h，然后置于100℃沸水中淬火，并冷却至室温。然后将均匀化后的圆柱铸造坯锭放置加压机盛锭筒中预热8min至挤压温度250℃后，以1mm/s挤压速度和10:1挤压比实施热挤压变形处理，获得直径12mm棒材。将棒材加工成拉伸试棒，然后在拉神试验机上将上述拉伸试棒进行拉伸测试(采用GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法)，直至拉断，得到屈服强度198MPa，抗拉强度238MPa，延伸率5.2％。

实施例2

其步骤同实施例1，不同之处为挤压温度为270℃。其屈服强度为202MPa，抗拉强度为243MPa，延伸率为10.7％。

实施例3

其步骤同实施例1，不同之处为挤压温度为290℃，挤压比变为25：1。其屈服强度为179MPa，抗拉强度为225MPa，延伸率为10.7％。

实施例4

其步骤同实施例1，不同之处为合金成分Mg-10Gd-2Y-1Zn-6Li。其屈服强度为229MPa，抗拉强度为275MPa，延伸率为4.9％。

实施例5

其步骤同实施例4，不同之处为挤压温度变为270℃。其屈服强度为223MPa，抗拉强度为269MPa，延伸率为5.2％。

实施例6

选用成分为Mg-8Gd-2Y-1Zn-3Li的铸锭，对其进行切削加工制成直径为35mm，高为34mm的圆柱铸造坯锭后，进行均匀化处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到520℃，保温18h，然后置于100℃沸水中淬火，并冷却至室温。然后将均匀化后的圆柱铸造坯锭放置加压机盛锭筒中预热8min至挤压温度350℃后，以1mm/s挤压速度和 10:1挤压比实施热挤压变形处理，获得直径12mm棒材。将棒材加工成拉伸试棒，然后在拉神试验机上将上述拉伸试棒进行拉伸测试(采用GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第 1部分室温试验方法)，直至拉断，得到屈服强度232MPa，抗拉强度270MPa，延伸率3.8％。

实施例7

其步骤同实施例6，不同之处为合金成为变为Mg-8Gd-3Y-1Zn-3Li。其屈服强度为257MPa，抗拉强度为287MPa，延伸率为3.7％。

实施例8

其步骤同实施例7，不同之处为挤压温度变为330℃。其屈服强度为295MPa，抗拉强度为330MPa，延伸率为2.5％。

表1实施例数据

实施例	试样	挤压工艺	TYS/MPa	UTS/MPa	EL/％
						实施例1	Mg-8Gd-2Y-1Zn-6Li	T250/R10	198	238	5.3
实施例2	Mg-8Gd-2Y-1Zn-6Li	T270/R10	202	243	10.7
						实施例3	Mg-8Gd-2Y-1Zn-6Li	T290/R25	179	225	10.7
实施例4	Mg-10Gd-2Y-1Zn-6Li	T250/R10	229	275	4.9
						实施例5	Mg-10Gd-2Y-1Zn-6Li	T270/R10	223	269	5.2
实施例6	Mg-8Gd-2Y-1Zn-3Li	T350/R10	233	270	3.8
						实施例7	Mg-8Gd-3Y-1Zn-3Li	T350/R10	257	287	3.7
实施例8	Mg-8Gd-3Y-1Zn-3Li	T330/R10	295	330	2.5

表1说明不同成分的稀土镁锂合金试样经过发明处理后的拉伸力学数据。

对比表1中数据可知，对于Mg-Gd-Y-Zn-Li合金，增加Gd或者Y含量，可以显著提高合金的屈服强度，但降低合金延伸率，如实施例1和4，实施例6和7。这是由于增加Gd 或者Y元素含量促进了孤岛状β₁纳米析出相析出，增加了其数量，从而增强析出强化效果，但降低了延伸率。对于同一成分Mg-Gd-Y-Zn-Li合金，增加挤压温度可以同时提高合金的强度和延伸率，如实施例1和2，但过高的温度和过大的挤压比同样会提高合金延伸率，但降低强度，如实施例1和3，和实施例4和5，实施例7和8。这是由于适当的提高挤压温度可以促进α-Mg相的形变，激发更多的滑移系，有利于孤岛状β₁纳米析出相动态析出，此外β-Li相也可以实现完全再结晶，且晶粒得到细化，因此合金强度和延伸率可以同时提高。但过高的温度和挤压比，导致再结晶β-Li晶粒再次粗化，且α-Mg相动态回复速率过快，导致位错密度降低，不利于孤岛状β₁纳米析出相动态析出，结果合金延伸率提高了但强度降低。对于Mg-Gd-Y-Zn-Li合金，降低Li的含量可以显著提高合金强度，也降低合金延伸率，如实施例2和6。这是由于Li含量的降低，导致镁锂合金由α-Mg+β-Li基体转变为α-Mg 基体，因此合金强度提高但延伸率下降，此外由于孤岛状β₁纳米析出相存在于α-Mg基体内，所以β-Li基体的消失意味着α-Mg基体增加，从而有更多的孤岛状β₁纳米析出相可以通过析出强化机制提高合金强度。对于α-Mg基体Mg-Gd-Y-Zn-Li合金，降低挤压温度可以有效提高合金强度，但降低延伸率，如实施例7和8。这是由于低温使α-Mg基体应变硬化效果更强，导致合金强度增加但延伸率下降。

综上所述，针对高性能变形镁锂合金而言，通过在合金中引入孤岛状β₁纳米析出相，合理地控制Li含量而选择α-Mg基体或α-Mg+β-Li基体，恰当地调控Gd和Y含量，并采用合适的相变热处理参数(挤压温度和挤压比)就可以制备出高性能变形稀土镁锂合金，最终实现在实现提高镁锂合金力学性能的目的。

本发明的上述实施例仅仅是为说明本发明所作的举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其他不同形式的变化和变动。这里无法对所有的实施方式予以穷举。凡是属于本发明的技术方案所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明的保护范围之列。

本发明未尽事宜为公知技术。

Claims

1.一种基于孤岛状β₁纳米析出相强化的变形稀土镁锂合金，其特征在于，包括：包括：6wt％～12wt％的Gd，1wt％～4wt％的Y，0wt％～2wt％且不为0的Zn，0.1wt％～10wt％的Li，余量的Mg及不可避免的杂质；合金基体由α-Mg，或者由α-Mg+β-Li组成，其中在α-Mg基体内存在大量密集且离散分布的纳米尺度孤岛状β₁析出相；孤岛状β₁纳米析出相与α-Mg基体的位向关系为

[110]_β1//[0001]_α-Mg，析出惯习面为

2.按照权利要求1所述稀土镁锂合金，其特征在于，其中采用8wt％～10wt％的Gd，2wt％～3wt％的Y，0.5wt％～1.5wt％的Zn。

3.按照权利要求1所述稀土镁锂合金，其特征在于，纳米尺度孤岛状β₁析出相是在热挤压变形中通过动态析出的方式形成在α-Mg基体内。

4.制备其权利要求1-3任一项所述的基于孤岛状β₁纳米析出相强化的变形稀土镁锂合金的方法，其特征在于，包括以下步骤：

1)变形稀土镁锂合金在氟化锂和氯化锂熔盐覆盖及SF₆：CO₂混合保护气氛下铸造成坯锭，铸造温度为680℃～720℃；

2)均匀化热处理：将铸造坯锭放在氩气保护下进行均匀化处理，均匀化处理温度为350～530℃，时间为1～48h，然后置于100℃的沸水中淬火，此后冷却至室温；

3)热挤压变形处理：将均匀化热处理后的铸造坯锭置于挤压机盛锭筒中预热处理，即将铸造坯锭温度升至预定挤压温度待挤压变形处理，预热温度为250～350℃，预热时间为0.1h-1h，将预热好的铸造坯锭进行热挤压变形处理，挤压温度为：250～350℃，挤压速度为1-3mm/s，挤压比为10:1至25:1。