CN112589024B - 一种镁合金锻件及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明针对的镁合金质量百分比成分为Al:3.5‑5.0%,Zn:2.0‑3.5%,Al含量与Zn含量总和为:6%≤Al+Zn≤8%,Mn:0.1‑0.8%,RE:0.01‑0.80%,Ca:0.001‑0.090%,其他不可避免的杂质元素,余量为镁,RE是稀土元素,开发出一套锻造工艺,成功制备出高延展性中强镁合金大型锻件,促进大规格镁合金承载结构件更广泛的应用。
Description
技术领域
本发明涉及一种镁合金锻件及其制备方法,特别涉及一种高延展性中强镁合金大型锻件及其制备方法。
背景技术
随着航空航天及国防武器装备的升级换代,大规格承载结构件对轻量化材料具有迫切需求,同时要求其有较低的成本。镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料,具有密度低、比强度比刚度高、电磁屏蔽性好、阻尼减震效果佳、易于机加工等优点,被誉为“21世纪绿色工程材料”,在航空航天、国防军工、汽车等领域具有广阔的应用前景。
Mg-Al-Zn(AZ)系合金因其良好的塑性加工性能、耐蚀性能及导热性能,成为目前应用较多的变形镁合金。其中,AZ31、AZ40是目前常见的商用镁合金,但其力学性能较低,且基本无时效强化效果,难以满足武器装备、航空航天、轨道交通等领域对结构材料力学性能的高要求。
自由锻造是批量化生产大规格镁合金锻件的主要方法,具有生产效率高、锻件形状尺寸可控、晶粒细化效果显著等优点。然而,目前镁合金的应用仍以挤压板型材、轧制板材为主,大规格块体锻件的应用较少。主要原因为:一、镁合金具有密排六方晶体结构,塑性加工性能较差;二、自由锻造为降温过程,锭坯终锻温度低易开裂;三、大规格锻件存在难变形区,塑性变形不充分;从而导致镁合金大型锻件加工难度大、成材率和力学性能低。
为了解决这些技术难题,本发明设计出一种新型Mg-Al-Zn系合金及其锻造工艺,成功制备出高延展性中强镁合金大型锻件,促进大规格镁合金承载结构件更广泛的应用。
发明内容
有鉴于此,本发明旨在提供一种力学性能优良的镁合金大型锻件及其成形工艺,以满足航空航天、武器装备等领域对低成本高性能镁合金承载构件的迫切需求。
本发明提供一种镁合金锻件的制备方法,选用的镁合金质量百分比成分为Al:3.5-5.0%
Zn:2.0-3.5%
Al含量与Zn含量总和为:6%≤Al+Zn≤8%
Mn:0.1-0.8%
RE:0.01-0.80%
Ca:0.001-0.090%
其他不可避免的杂质元素,余量为镁。
所述的RE指的是稀土元素。
制备过程还包括以下步骤:
(1)采用半连续铸造,制得镁合金铸棒;
(2)铸棒均匀化退火后加工得到锻造锭坯;
(3)锭坯加热至420-450℃保温6-12h,液压机上下平砧预热至300℃以上;
(4)以锭坯高向、任意两个垂直的径向为Z、Y、X方向,首先沿Z、Y方向进行3-5道次镦粗,压下速度10-16mm/s,道次压下量30-60%;随后沿X、Y、Z方向进行3-6道次镦粗,道次压下量10-35%;再以X(或Y)为轴,滚动压缩棱边12-20道次,道次压下量5-30%,最后沿X(或Y)方向压下15-30%。锻造过程中,当锭坯表面温度低于300℃,回炉进行中间退火,退火温度380-420℃,时间30-90min,退火次数0-2次;
(5)时效处理,锻件在170-210℃保温8-20h。
进一步地,所述镁合金材料包含Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe≤0.005%,Si≤0.05%,Cu≤0.005%,Ni≤0.005%,杂质总含量不超过0.1%。
进一步地,所述合金成分Al的质量百分比为4.0-5.0%。
进一步地,所述合金成分Zn的质量百分比为2.0-3.0%。
进一步地,所述合金成分Al含量与Zn含量总和为:6.5%≤Al+Zn≤8.0%。
进一步地,所述合金成分Mn的质量百分比为0.2-0.6%。
进一步地,所述合金成分RE元素包括Gd、Y或两者混合元素,质量百分比为0.05-0.50%。
进一步地,当所述合金成分RE为Gd、Y两者混合时,其质量比为Gd:Y=(0.01-100):1。
进一步地,所述合金成分Ca的质量百分比为0.002-0.060%。
进一步地,所述步骤(1)中采取的半连续铸造工艺,稳定浇铸时炉内熔体温度为670-695℃,拉锭速度为30-70mm/min。
进一步地,步骤(2)中的均匀化退火工艺为:400-430℃保温10-20h。
进一步地,步骤(1)得到直径Φ250-360mm、长度大于4000mm的镁合金铸棒。
进一步地,步骤(2)中在经机械车皮、超声探伤、锯切下料等检测、加工步骤后,得到直径Φ220-320mm、高度280-600mm的锻造锭坯。
进一步地,所述步骤(5)的时效处理后,冷却至室温。冷却方式可以根据需要选择,本领域技术人员可以采用水冷、空冷等方式冷却。优选采用空冷的方式冷却。
所得锻件直径≥200mm、高度≥280mm,锻件室温抗拉强度≥320MPa、屈服强度≥230MPa、伸长率≥16%。
进一步地,所述步骤(4)首先沿Z、Y方向进行3-5道次镦粗,压下速度12-16mm/s,道次压下量40-60%;随后沿X、Y、Z方向进行3-6道次镦粗,道次压下量10-30%;再以X(或Y)为轴,滚动压缩棱边14-20道次,道次压下量5-25%;最后沿X(或Y)方向压下20-30%。锻造过程中,当锭坯表面温度低于300℃,回炉进行中间退火,退火温度390-420℃,时间50-90min,退火次数0-1次。
进一步优选的,所述步骤(5)的锻件在180-210℃等温时效8-18h。
本发明提供一种镁合金锻件,镁合金质量百分比成分为
Al:3.5-5.0%
Zn:2.0-3.5%
Al含量与Zn含量总和为:6%≤Al+Zn≤8%
Mn:0.1-0.8%
RE:0.01-0.80%
Ca:0.001-0.090%
其他不可避免的杂质元素,余量为镁。
锻件室温抗拉强度≥320MPa、屈服强度≥230MPa、伸长率≥16%。
进一步地,所述镁合金材料包含Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe≤0.005%,Si≤0.05%,Cu≤0.005%,Ni≤0.005%,杂质总含量不超过0.1%。
进一步地,所述合金成分Al的质量百分比为4.0-5.0%。
进一步地,所述合金成分Zn的质量百分比为2.0-3.0%。
进一步地,所述合金成分Al含量与Zn含量总和为:6.5%≤Al+Zn≤8.0%。
进一步地,所述合金成分Mn的质量百分比为0.2-0.6%。
进一步地,所述合金成分RE元素包括Gd、Y或两者混合元素,质量百分比为0.05-0.50%。
进一步地,当所述合金成分RE为Gd、Y两者混合时,其质量比为Gd:Y=(0.01-100):1。
进一步地,所述合金成分Ca的质量百分比为0.002-0.060%。
进一步地,所述镁合金锻件使用上述的加工方法制备得到。
本发明还提供一种镁合金部件,该装置使用上述的镁合金锻件加工得到。
本发明还提供一种装置,该装置使用上述的镁合金部件。
有益效果:
1.针对一种新型稀土微合金化Mg-Al-Zn系合金,首次提出该合金大型锻件的自由锻造成形工艺,解决了镁合金大型锻件组织均匀性差、力学性能及成材率低的技术难题。
2.本发明将合金中Al含量与Zn含量总和控制在6-8%之间,其作用在于:Al+Zn含量过低,固溶强化效果差,时效析出相较少,合金力学性能显著降低;Al+Zn含量过高,铸造时熔体流动性较差,易出现冷隔、疏松等缺陷,且热变形时形成粗大球状β相,合金延展性降低、易开裂。将Al+Zn控制在6-8%之间,铸造时熔体流动性好,有利于获得大直径高品质铸棒,为制备大型锻件提供必要前提;同时保证合金具有良好的力学性能和塑性加工性能。
3.稀土微合金化可改善该Mg-Al-Zn合金的塑性加工性能,同时保证较低的材料成本。RE元素的添加使晶粒细化,抑制晶界处粗大球状β动态分解相,且改变Mg基体层错能,促进塑性变形时非基面滑移的启动,从而提高合金延展性及可成形性,降低开裂风险。
4.本发明合金采用多道次多向大塑性变形锻造,锻造总道次可超过30次,累积总压下量可超过600%。锻造过程中合金变形量大,动态再结晶驱动力则大,再结晶程度高、软化作用显著,保证良好的材料塑性。该多向锻造方式实现锭坯高向变换,即锻前锭坯高向和径向分别成为锻后锭坯径向和高向,各方向变形均匀充分、晶粒显著细化,锻件强度和延伸率大幅提升。
5.该合金锻造过程中采用较快压下速度(10-16mm/s),动态再结晶晶粒长大受抑制而得到细化,且锻件降温速率慢,回炉退火次数少,有利于综合力学性能;此外,可提高锻造加工效率。若压下速度过慢,锻造后期温度大幅降低,晶界处出现粗大球状β动态分解相,易成为显微裂纹源,开裂风险增大,且动态分解相消耗大量基体中Al原子,使后续时效强化效果减弱;若压下速度过快,局部位错密度显著增大,造成应力集中,锻件易开裂。
附图说明
图1为本发明成形工艺制备的锻件。
图2为本发明成形工艺制备的锻件。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明,但不以任何形式限制本发明。应当指出的是,对本领域的普通技术人员来说,在不脱离本发明构思的前提下,还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
实施例所制备产品的抗拉强度、屈服强度、伸长率参照GB/T228.1-2010标准执行。
实施例1
以下以Mg-5Al-2.8Zn-0.3Mn-0.017Ca-0.08Gd(wt.%)合金锻件为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造,稳定浇铸时炉内熔体温度为683℃,拉锭速度为58mm/min,得到直径Φ270mm,长度5000mm的镁合金铸棒;
2.铸棒在420℃均匀化退火10h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ240mm,长度310mm的锻造锭坯;
3.锭坯加热至440℃保温8h,液压机上下平砧预热至400℃;
4.以锭坯高向、任意两个垂直的径向为Z、Y、X方向,首先沿Z、Y方向进行4道次镦粗,压下速度12-15mm/s,道次压下量35-50%;随后沿X、Y、Z方向进行5道次镦粗,道次压下量10-30%;再以X为轴,滚动压缩棱边18道次,道次压下量10-30%;最后沿X方向压下20%,得到直径230mm、高度325mm的镁合金锻件,如图1所示。锻造过程中,未进行中间退火;
5.锻件在180℃保温16h冷却后,室温拉伸力学性能结果如表1所示。
实施例2
以下以Mg-4.0Al-2.9Zn-0.6Mn-0.007Ca-0.09Gd-0.24Y(wt.%)合金锻件为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造,稳定浇铸时炉内熔体温度为675℃,拉锭速度为60mm/min,得到直径Φ270mm,长度5000mm的镁合金铸棒;
2.铸棒在420℃均匀化退火10h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ240mm,长度355mm的锻造锭坯;
3.锭坯加热至420℃保温8h,液压机上下平砧预热至400℃;
4.以锭坯高向、任意两个垂直的径向为Z、Y、X方向,首先沿Z、Y方向进行4道次镦粗,压下速度10-14mm/s,道次压下量30-55%;随后沿X、Y、Z方向进行4道次镦粗,道次压下量15-30%;再以Y为轴,滚动压缩棱边15道次,道次压下量10-30%;最后沿Y方向压下16%,得到直径250mm、高度320mm的镁合金锻件。锻造过程中,回炉进行中间退火1次,退火温度380℃,时间50min;
5.锻件在180℃保温16h冷却后,室温拉伸力学性能结果如表1所示。
实施例3
以下以Mg-4.3Al-3.2Zn-0.1Mn-0.004Ca-0.46Y(wt.%)合金锻件为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造,稳定浇铸时炉内熔体温度为680℃,拉锭速度为44mm/min,得到直径Φ310mm,长度4500mm的镁合金铸棒;
2.铸棒在420℃均匀化退火10h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ270mm,长度540mm的锻造锭坯;
3.锭坯加热至440℃保温10h,液压机上下平砧预热至420℃;
4.以锭坯高向、任意两个垂直的径向为Z、Y、X方向,首先沿Z、Y方向进行5道次镦粗,压下速度10-15mm/s,道次压下量30-50%;随后沿X、Y、Z方向进行5道次镦粗,道次压下量15-30%;再以X为轴,滚动压缩棱边17道次,道次压下量10-25%;最后沿X方向压下20%,得到直径300mm、高度420mm的镁合金锻件,如图2所示。锻造过程中,未进行中间退火;
5.锻件在190℃保温15h冷却后,室温拉伸力学性能结果如表1所示。
对比例1
以下以Mg-5Al-2.8Zn-0.3Mn-0.017Ca-0.08Gd(wt.%)合金锻件为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造,稳定浇铸时炉内熔体温度为683℃,拉锭速度为58mm/min,得到直径Φ270mm,长度5000mm的镁合金铸棒;
2.铸棒在420℃均匀化退火10h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ240mm,长度310mm的锻造锭坯;
3.锭坯加热至460℃保温8h,液压机上下平砧预热至420℃;
4.以锭坯高向、任意两个垂直的径向为Z、Y、X方向,首先沿Z、Y方向进行4道次镦粗,压下速度12-15mm/s,道次压下量35-50%;随后沿X、Y、Z方向进行5道次镦粗,道次压下量10-30%;再以X为轴,滚动压缩棱边18道次,道次压下量10-30%;最后沿X方向压下20%,得到直径230mm、高度325mm的镁合金锻件。锻造过程中,未进行中间退火;
5.锻件在180℃保温16h冷却后,室温拉伸力学性能结果如表1所示。由表可知,对比例1中锻件抗拉强度、屈服强度和伸长率均低于实施例1-3。
对比例2
以下以Mg-4.4Al-2.3Zn-0.5Mn-0.027Ca-0.11Gd-0.06Y(wt.%)合金锻件为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造,稳定浇铸时炉内熔体温度为680℃,拉锭速度为50mm/min,得到直径Φ300mm,长度4500mm的镁合金铸棒;
2.铸棒在420℃均匀化退火10h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ260mm,长度400mm的锻造锭坯;
3.锭坯加热至420℃保温10h,液压机上下平砧预热至420℃;
4.以锭坯高向、任意两个垂直的径向为Z、Y、X方向,首先沿Z、Y方向进行4道次镦粗,压下速度6-8mm/s,道次压下量35-55%;随后沿X、Y、Z方向进行6道次镦粗,道次压下量10-30%;再以X为轴,滚动压缩棱边20道次,道次压下量10-30%;最后沿X方向压下25%,得到直径250mm、高度420mm的镁合金锻件。锻造过程中,回炉进行中间退火1次,退火温度400℃,时间60min。由于本对比例压下速度较慢,锻件开裂风险增大,成品率低于实施例1-3;
5.锻件在200℃保温12h冷却后,室温拉伸力学性能结果如表1所示。由表可知,对比例2中锻件抗拉强度、屈服强度和伸长率均低于实施例1-3。
对比例3
以下以Mg-3.6Al-2.1Zn-0.5Mn-0.066Ca-0.23Gd(wt.%)合金锻件为例对本发明进行详细阐述。
1.采用半连续铸造,稳定浇铸时炉内熔体温度为683℃,拉锭速度为58mm/min,得到直径Φ270mm,长度5000mm的镁合金铸棒;
2.铸棒在420℃均匀化退火10h后经机械车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ240mm,长度310mm的锻造锭坯;
3.锭坯加热至440℃保温8h,液压机上下平砧预热至400℃;
4.以锭坯高向、任意两个垂直的径向为Z、Y、X方向,首先沿Z、Y方向进行4道次镦粗,压下速度12-15mm/s,道次压下量35-50%;随后沿X、Y、Z方向进行5道次镦粗,道次压下量10-30%;再以X为轴,滚动压缩棱边18道次,道次压下量10-30%;最后沿X方向压下20%,得到直径230mm、高度325mm的镁合金锻件。锻造过程中,未进行中间退火;
5.锻件在180℃保温16h冷却后,室温拉伸力学性能结果如表1所示。由表可知,对比例3中锻件抗拉强度、屈服强度和伸长率均低于实施例1-3。
表1实施例/对比例中锻件拉伸力学性能
以上所述仅为本发明的优选实施例,并不用于限制本发明,对于本领域技术人员而言,本发明可以有各种改动和变化。凡在本发明的精神和原理之内所作的任何修改、等同替换、改进等,均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (7)
1.一种镁合金锻件的制备方法,其特征在于:选用的镁合金质量百分比成分为Al:4.0-5.0%,Zn:2.0-3.0%,Al含量与Zn含量总和为:6.5%≤Al+Zn≤8%,Mn:0.2-0.6%,RE:0.01-0.80%,Ca:0.002-0.060%,所述镁合金材料包含Fe、Si、Cu、Ni杂质元素,其中Fe≤0.005%,Si≤0.05%,Cu≤0.005%,Ni≤0.005%,杂质总含量不超过0.1%,余量为镁,所述的RE指的是稀土元素,制备过程还包括以下步骤:
(1)采用半连续铸造,制得镁合金铸棒;
(2)铸棒均匀化退火后加工得到锻造锭坯;
(3)锭坯加热至420-450℃保温6-12h,液压机上下平砧预热至300℃以上;
(4)以锭坯高向、任意两个垂直的径向为Z、Y、X方向,首先沿Z、Y方向进行3-5道次镦粗,压下速度10-16mm/s,道次压下量30-60%;随后沿X、Y、Z方向进行3-6道次镦粗,道次压下量10-35%;再以X或Y为轴,滚动压缩棱边12-20道次,道次压下量5-30%,最后沿X或Y方向压下15-30%,锻造过程中,当锭坯表面温度低于300℃,回炉进行中间退火,退火温度380-420℃,时间30-90min,退火次数0-2次;
(5)时效处理,锻件在170-210℃保温8-20h,冷却至室温。
2.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:所述合金成分RE元素包括Gd、Y或两者混合元素,质量百分比为0.05-0.50%,当所述合金成分RE为Gd、Y两者混合时,其质量比为Gd:Y=(0.01-100):1。
3.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:所述步骤(1)中采取的半连续铸造工艺,稳定浇铸时炉内熔体温度为670-695℃,拉锭速度为30-70mm/min,步骤(2)中的均匀化退火工艺为:400-430℃保温10-20h。
4.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:步骤(1)得到直径Φ250-360mm、长度大于4000mm的镁合金铸棒,步骤(2)得到直径Φ220-320mm、高度280-600mm的锻造锭坯,步骤(4)得到直径≥200mm、高度≥280mm的锻件。
5.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:所述步骤(4)首先沿Z、Y方向进行3-5道次镦粗,压下速度12-16mm/s,道次压下量40-60%;随后沿X、Y、Z方向进行3-6道次镦粗,道次压下量10-30%;再以X或Y为轴,滚动压缩棱边14-20道次,道次压下量5-25%;最后沿X或Y方向压下20-30%,锻造过程中,当锭坯表面温度低于300℃,回炉进行中间退火,退火温度390-420℃,时间50-90min,退火次数0-1次。
6.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:所述步骤(5)的锻件在180-210℃等温时效8-18h。
7.一种镁合金锻件,其特征在于:所述镁合金锻件室温抗拉强度≥320MPa、屈服强度≥230MPa、伸长率≥16%,且镁合金锻件采用如权利要求1-6中任一项所述的制备方法得到。
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