CN113528911B - 抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金及其制备方法 - Google Patents

抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金及其制备方法，其中，该方法包括：(1)将熔炼原料供给至真空熔炼炉中进行熔炼，得到镁锂合金铸锭；(2)将镁锂合金铸锭进行挤压变形加工，得到第一镁锂合金板材；(3)将第一镁锂合金板材进行热轧处理，得到第二镁锂合金板材；(4)伴随着冷却辅助，将第二镁锂合金板材进行搅拌摩擦处理，得到抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金，其中，在步骤(1)中，所述熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：2％～3.8％，Zn：0.5％～0.8％，Ca：0.5％～1.5％，Li：8％～10％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素。采用该方法来制备镁锂合金，能够在大幅度提高镁锂合金强度和保持其优异的塑性的同时，极大地提高其耐腐蚀能力和抗时效性。

Description

抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金及其制备方法。
背景技术
镁合金作为轻质金属材料，具有比强度高、比刚度高、易切削加工、成型性能好等优点，比铝的密度低30％，是轻量化需求的优选金属。其中镁锂合金作为最轻的金属结构材料符合轻量化的迫切需求，在军事、航空航天以及电子产品等领域也越来越受到重视，已在国防军工和航空航天领域得到了广泛应用。镁锂合金中因锂的存在能够进一步将镁合金密度降低至1.30～1.65g/cm3，进一步实现了轻量化。其中，锂元素含量在5％～10％范围内时，会形成同时拥有较高强度和较好加工性能的双相镁锂合金，被认为是最有应用展开前景的镁锂合金之一。但是，由于锂元素的较高化学活性，使得镁锂合金的耐腐蚀性能一般较差，尤其是双相的镁锂合金会在腐蚀过程中在两相间形成微电流，进一步降低材料的耐腐蚀特性，阻碍了材料的应用发展。
发明内容
本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。为此，本发明的一个目的在于提出一种抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金及其制备方法，采用该方法来制备镁锂合金，能够在大幅度提高镁锂合金强度和保持其优异的塑性的同时，极大地提高其耐腐蚀能力和抗时效性，最终获得抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金，从而可以满足航空航天等领域对于超轻高强耐腐蚀材料的需求。
在本发明的一个方面，本发明提出了一种制备抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金的方法。根据本发明的实施例，所述方法包括：
(1)将熔炼原料供给至真空熔炼炉中进行熔炼，以便得到镁锂合金铸锭；
(2)将所述镁锂合金铸锭进行挤压变形加工，以便得到第一镁锂合金板材；
(3)将所述第一镁锂合金板材进行热轧处理，以便得到第二镁锂合金板材；
(4)伴随着冷却辅助，将所述第二镁锂合金板材进行搅拌摩擦处理，以便得到抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金，
其中，在步骤(1)中，所述熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：2％～3.8％，Zn：0.5％～0.8％，Ca：0.5％～1.5％，Li：8％～10％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素。
根据本发明实施例的制备抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金的方法，首先将熔炼原料供给至真空熔炼炉中进行熔炼，其中，熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：2％～3.8％，Zn：0.5％～0.8％，Ca：0.5％～1.5％，Li：8％～10％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素。发明人发现，Li元素的加入可以使镁锂合金保持在较小的密度的同时保留材料组织在Alpha和Beta双相共存的范围内，从而使得镁锂合金具有较高的强度和较好的加工性能，但若Li元素加入过少，则镁锂合金的比强度提升效果不显著；而若Li元素加入过多，则会降低镁锂合金的强度。另外，向镁锂合金中加入Al元素可以使合金的强度大幅上升，但若Al元素加入过少，不能起到固溶强化效果，对镁锂合金的耐腐蚀性改善有限；而若Al元素加入过多，组织变得粗大，引起点腐蚀，故对镁锂合金的耐腐蚀性能不利。由此，采用本申请的Al元素添加量不仅能起到良好的固溶强化的作用，还能形成较细小的第二相弥散颗粒，从而改善材料的耐腐蚀特性。同时，向镁锂合金中加入Zn元素能够使双相的镁锂合金中针状Alpha-Mg趋于等轴状，同时使得单相Beta-Li基体组织细化，不仅能够起到细晶强化的作用，还能与Al元素形成稳定相以及准晶相进一步改善材料的耐腐蚀性，但若Zn元素加入过少，晶粒细化不明显，起不到强化作用；而若Zn元素加入过多，则会使第二相颗粒尺寸变大引起点腐蚀反而会降低合金耐腐蚀性能。由此，采用本申请的Zn元素添加量可以提高合金的强度和耐腐蚀性能。另外，Ca元素的引入能够明显改善镁锂合金的耐腐蚀性能，但若Ca元素加入过少，无法足量固溶在镁锂合金中以提升耐腐蚀性能；而若Ca元素加入过多，则会在镁锂合金中析出Mg2Ca造成点蚀降低耐腐蚀性能。然后将镁锂合金铸锭依次进行挤压变形加工、热轧处理，并将得到的第二镁锂合金板材伴随着冷却辅助进行搅拌摩擦处理，冷却辅助可以使材料在加工后获得大于200K/s的冷却速率，将材料晶粒尺寸降低到亚微米级的同时，使得Al元素以固溶和纳米级析出物的形态存在于材料中，从而改善了材料的力学和耐腐蚀性能；同时，搅拌过程中对材料的充分搅拌使得Alpha和Beta相以亚微米尺度均匀混合，为两相协调变形创造了条件，从而改善了材料的塑性；并且Al元素被均匀亚微米级分散的Alpha和Beta相隔开，即借由Alpha和Beta相的均匀弥散分布限制了Al元素的扩散，从而在改善力学和耐腐蚀性能的同时限制了其在室温下时效析出较软AlLi相的过程，提升了合金的抗时效性，最终得到抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金。综上，采用本申请方法来制备镁锂合金，通过对镁锂合金进行合理的成分设计，加入的Al，Zn，Ca等元素不仅起到固溶强化作用，又能在基体中析出强化相，并且辅以固溶处理与多重塑性变形相结合的方法，能够在大幅度提高镁锂合金强度和保持其优异的塑性的同时，极大地提高其耐腐蚀能力和抗时效性，最终获得抗时效高强韧镁耐腐蚀双相锂合金，从而可以满足航空航天等领域对于超轻高强耐腐蚀材料的需求。
另外，根据本发明上述实施例的制备抗时效高强韧镁锂合金的方法还可以具有如下附加的技术特征：
在本发明的一些实施例中，在进行步骤(2)之前，预先将所述镁锂合金铸锭在氩气气氛保护下进行成分均匀化热处理，所述成分均匀化热处理的温度为200℃-300℃。由此，可以使镁锂合金铸锭中的各金属元素分布更为均匀，进一步提高合金性能。
在本发明的一些实施例中，在步骤(4)中，所述搅拌摩擦处理的转速为400～1000r/m。由此，能够在大幅度提高镁锂合金强度和保持其优异的塑性的同时，极大地提高其耐腐蚀能力。
在本发明的一些实施例中，在步骤(4)中，所述搅拌摩擦处理使用的搅拌头材料为钨铼合金。
在本发明的一些实施例中，在步骤(4)中，所述冷却辅助使用的冷媒由喷射辅助冷却系统提供。
在本发明的一些实施例中，所述冷媒的流量为0.6～1.6升/分。
在本发明的一些实施例中，将所述喷射辅助冷却系统的压力泵设置为0.8～1.6MPa。
在本发明的一些实施例中，所述喷射辅助冷却系统的喷嘴的出料方向与所述搅拌摩擦处理使用的搅拌头的轴线方向呈45～60度。由此，能够在大幅度提高镁锂合金强度和保持其优异的塑性的同时，极大地提高其耐腐蚀能力。
在本发明的一些实施例中，所述喷嘴与所述搅拌头的距离为3～15厘米。由此，能够在大幅度提高镁锂合金强度和保持其优异的塑性的同时，极大地提高其耐腐蚀能力。
在本发明的一些实施例中，在步骤(4)中，所述冷却辅助使用的冷媒包括水、液氮、液氦和液态二氧化碳中的至少之一。
在本发明的第二个方面，本发明提出了一种抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金。根据本发明的实施例，所述高强韧耐腐蚀双相高锂合金采用上述方法制备得到。由此，该高强韧耐腐蚀双相镁锂合金具有优异的强度、塑性和耐腐蚀性能(屈服强度大于290MPa，抗拉强度大于300MPa，延伸率大于25％，腐蚀电流小于3μA/cm2，质量损失不大于0.8mg/cm2/天)，并且该合金在大气环境下(温度24℃，湿度60％)放置730天之后，仍能保持优秀的机械和耐腐蚀性能(屈服强度大于270MPa，抗拉强度大于290MPa，延伸率大于30％，腐蚀电流不大于4μA/cm2，质量损失不大于1.2mg/cm2/天)，从而可以很好地满足航空航天等领域对于超轻高强耐腐蚀材料的需求。
本发明的附加方面和优点将在下面的描述中部分给出，部分将从下面的描述中变得明显，或通过本发明的实践了解到。
附图说明
本发明的上述和/或附加的方面和优点从结合下面附图对实施例的描述中将变得明显和容易理解，其中：
图1是根据本发明一个实施例的制备镁锂合金的方法流程示意图；
图2是根据本发明一个实施例的喷射辅助冷却系统的结构示意图；
图3是根据本发明再一个实施例的喷射辅助冷却系统的结构示意图。
具体实施方式
下面详细描述本发明的实施例，所述实施例的示例在附图中示出，其中自始至终相同或类似的标号表示相同或类似的元件或具有相同或类似功能的元件。下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。
此外，术语“第一”、“第二”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性或者隐含指明所指示的技术特征的数量。由此，限定有“第一”、“第二”的特征可以明示或者隐含地包括至少一个该特征。在本发明的描述中，“多个”的含义是至少两个，例如两个，三个等，除非另有明确具体的限定。
在本发明的一个方面，本发明提出了一种制备抗时效高强韧镁锂合金的方法。根据本发明的实施例，参考图1，该方法包括：
S100：将熔炼原料供给至真空熔炼炉中进行熔炼
该步骤中，通过将熔炼原料供给至真空熔炼炉中进行熔炼，即可得到镁锂合金铸锭。其中，上述熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：2％～3.8％，Zn：0.5％～0.8％，Ca：0.5％～1.5％，Li：8％～10％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素。发明人发现，Li元素的加入可以使镁锂合金保持在较小的密度的同时保留材料组织在Alpha和Beta双相共存的范围内，从而使得镁锂合金具有较高的强度和较好的加工性能，但若Li元素加入过少，则镁锂合金的比强度提升效果不显著；而若Li元素加入过多，则会降低镁锂合金的强度。另外，向镁锂合金中加入Al元素可以使合金的强度大幅上升，但若Al元素加入过少，不能起到固溶强化效果，对镁锂合金的耐腐蚀性改善有限；而若Al元素加入过多，组织变得粗大，引起点腐蚀，故对镁锂合金的耐腐蚀性能不利。由此，采用本申请的Al元素添加量不仅能起到良好的固溶强化的作用，还能形成较细小的第二相弥散颗粒，从而改善材料的耐腐蚀特性。同时，向镁锂合金中加入Zn元素能够使双相的镁锂合金中针状Alpha-Mg趋于等轴状，同时使得单相Beta-Li基体组织细化，不仅能够起到细晶强化的作用，还能与Al元素形成稳定相以及准晶相进一步改善材料的耐腐蚀性，但若Zn元素加入过少，晶粒细化不明显，起不到强化作用；而若Zn元素加入过多，则会使第二相颗粒尺寸变大引起点腐蚀反而会降低合金耐腐蚀性能。由此，采用本申请的Zn元素添加量可以提高合金的强度和耐腐蚀性能。另外，Ca元素的引入能够明显改善镁锂合金的耐腐蚀性能，但若Ca元素加入过少，无法足量固溶在镁锂合金中以提升耐腐蚀性能；而若Ca元素加入过多，则会在镁锂合金中析出Mg2Ca造成点蚀降低耐腐蚀性能。具体的，Al，Zn以单质形式加入，Mg、Li和Ca以Mg-Li中间合金以及Mg-Ca中间合金的形式加入。
进一步地，上述熔炼过程的具体步骤如下：将熔炼原料依次装入真空熔炼炉的坩埚内，打开冷却循环水，将真空熔炼炉盖盖严后启动抽真空装置将真空熔炼炉内的真空度抽到1×10-2Pa以下，再通入99.99％高纯氩气使真空熔炼炉内的压强保持在0.02MPa～0.03MPa，随后启动加热装置进行加热，在630℃～650℃温度下搅拌5～6分钟，之后在690℃～710℃温度下静置9～12分钟后，关闭加热装置，得到合金熔体，然后通过外部摇杆控制炉内坩埚，将合金熔体浇注到模具内后随炉冷却，冷却后得到镁锂合金铸锭。铸锭规格为直径80mm，长度200mm。发明人发现，若熔炼时真空熔炼炉内的压强过小，外界空气容易侵入炉体氧化试样；而若熔炼时真空熔炼炉内的压强过大，会造成氩气的浪费。由此，采用本申请的压强可以避免试样氧化和氩气浪费。同时，若搅拌温度过低，无法使合金材料组分得到充分混合；而若搅拌温度过高，则会有溅出坩埚的危险。若搅拌时间过短，无法使合金材料组分得到充分混合；而若搅拌时间过长，则会有样品氧化成分变质的风险。另外，若静置温度过低，无法使合金材料组分得到充分混合；而若静置温度过高，则会有样品氧化成分变质的风险。若静置时间过短，无法使合金材料组分得到充分混合；而若静置时间过长，则会有样品氧化成分变质的风险。由此，采用本申请的搅拌和静置条件，一方面有利于合金材料组分充分混合；另一方面，可以避免样品氧化变质。
需要说明的是，上述真空熔炼炉和加热装置的具体类型并不受特别限制，本领域技术人员可以根据实际需要进行选择，只要能够实现上述功能即可。
S200：将镁锂合金铸锭进行挤压变形加工
该步骤中，通过先将镁锂合金铸锭用线切割去除铸锭外周部分，再利用车削加工去除铸锭表面氧化皮后进行挤压变形加工，挤压时间为25～35min，优选30min，即可得到厚度为6mm～8mm的第一镁锂合金板材。具体的，挤压方向可以为正向挤压。优选地，在对镁锂合金铸锭进行线切割之前，预先将镁锂合金铸锭在氩气气氛保护下进行成分均匀化热处理，热处理后随炉冷却。发明人发现，通过对镁锂合金铸锭进行成分均匀化热处理，可以使镁锂合金铸锭中各金属元素分布更为均匀，从而提升合金性能。进一步地，上述成分均匀化热处理的温度为200℃-300℃。发明人发现，若成分均匀化热处理的温度过低，会造成成分均匀化效果不完全从而影响材料的整体性能；而若成分均匀化热处理的温度过高，会造成局部材料融化造成材料成分不均匀。由此，采用本申请的成分均匀化条件可以达到最佳的成分均匀化效果，同时可以避免造成局部材料融化。
进一步地，上述挤压变形加工的温度为180℃～200℃，挤压比为19～22。发明人发现，若挤压变形加工的温度过低，材料无法充分动态再结晶从而使得挤压过程容易开裂；而若挤压变形加工的温度过高，会使得晶粒粗大化从而降低材料力学性能。同时，若挤压变形加工的挤压比过小，无法导入足够的变形从而使得材料力学性能偏低；而若若挤压变形加工的挤压比过大，会因为材料无法完成流动使得挤压失败。由此，采用本申请的挤压变形加工条件有利于挤压变形加工顺利进行，避免材料开裂和材料性能变差。
S300：将第一镁锂合金板材进行热轧处理
该步骤中，通过对第一镁锂合金板材进行打磨以去除第一镁锂合金板材表面氧化皮，然后对其进行热轧处理，即可得到厚度为1.5mm～3mm的第二镁锂合金板材。具体的，热轧处理的轧辊速度为180～220转/分钟，优选200转/分钟，单道次压下量为0.4～0.6mm，优选0.5mm。
进一步地，上述热轧处理的温度为190℃～210℃，发明人发现，若热轧处理的温度过低，材料无法充分动态再结晶从而使得热轧过程容易开裂；而若热轧处理的温度过高，会使得晶粒粗大化从而降低材料力学性能。由此，采用本申请的热轧处理条件可以避免材料开裂和力学性能变差。
S400：伴随着冷却辅助，将第二镁锂合金板材进行搅拌摩擦处理
该步骤中，通过对第二镁锂合金板材进行打磨以去除第二镁锂合金板材表面氧化皮，然后伴随着冷却辅助，使用搅拌头对第二镁锂合金板材进行搅拌摩擦处理，即可得到抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金，发明人发现，冷却辅助可以在加工后获得大于200K/s的冷却速率，使将材料晶粒尺寸降低到亚微米级的同时，得Al元素以固溶和纳米级析出物的形态存在于材料中，极大提升材料的强度和耐腐蚀性能；同时，搅拌过程中对材料的充分搅拌使得Alpha和Beta相以亚微米尺度均匀混合，为两相协调变形创造了条件，从而改善了材料的塑性；并且借由Alpha和Beta相的均匀弥散分布限制了Al元素的扩散从而在改善力学和耐腐蚀性能的同时限制了其在室温下时效析出较软AlLi相的过程，提升了合金的抗时效性。优选地，上述搅拌摩擦处理使用的搅拌头材料为钨铼合金。发明人发现，相较于传统的工具钢搅拌头，使用钨铼合金等陶瓷基搅拌头对镁锂合金进行搅拌摩擦加工可以获得更大的加工参数范围，更好的加工区质量，更长的搅拌头寿命。
进一步地，上述冷却辅助使用的冷媒由喷射辅助冷却系统提供。发明人发现，由于莱顿弗罗斯特效应，传统的冷却方式中冷媒在接触材料的瞬间会在冷媒与材料间形成一层汽化膜从而阻碍冷媒与被冷却材料的直接接触，本申请使用高压喷射方式可以利用高压喷射强制冷媒与被冷却材料强行接触，极大提高冷却效率。具体的，参考图2，该喷射辅助冷却系统包括冷媒收集箱100、冷却塔200、冷媒储罐300、压力泵400和喷嘴500，且喷嘴500的个数并不受特别限制，本领域技术人员可以根据实际需要进行选择，例如图2中喷嘴的个数为2个。在冷媒收集箱100的上方使用钨铼合金搅拌头700对第二镁锂合金板材600进行搅拌摩擦处理，与此同时，冷媒收集箱100的冷媒经由冷却塔200冷却后再通过冷媒储罐300供给至压力泵400以对冷媒的压力进行调节，然后由喷嘴500以雾滴的形式喷出，与第二镁锂合金板材600接触，对搅拌摩擦处理过程进行喷射冷却，最后回流至冷媒收集箱100，完成循环。
需要说明的是，本领域技术人员可以根据实际需要对上述冷媒的具体类型进行选择，例如，冷媒包括为水、液氮、液氦和液态二氧化碳中的至少之一。进一步地，上述冷媒经喷射辅助冷却系统喷出后的温度为-268～4℃。发明人发现，若温度过高，则会造成冷却效果不足，失去对材料的强化效果。具体的，当冷媒为水时，其经上述喷射辅助冷却系统喷出的冰水雾的温度为1～4℃，优选2℃，随后喷出的冰水雾在空气中发生雾化温度降低至0摄氏度附近，并且，参考图3，该喷射辅助冷却系统还可以进一步包括过滤器800，以对水中的杂质进行脱除，避免水中的杂质对镁锂合金的性能产生不良影响。另外，当冷媒为液氮时，其经上述喷射辅助冷却系统喷出的液氮雾的温度为-196℃。
需要说明的是，本领域技术人员可以根据实际需要对上述冷媒收集箱、冷却塔、冷媒储罐、压力泵、喷嘴和过滤器的具体类型进行选择，只要能够实现上述功能即可。
进一步地，上述搅拌摩擦处理的转速为400～1000r/m。发明人发现，若转速过低，会使得加工温度过低无法将Al元素充分固溶进入基体；而若转速过高，会使得结晶粒粗大化从而降低力学和耐腐蚀性提升的效果。由此，采用本申请的转速有利于提升合金的力学和耐腐蚀性能。
进一步地，上述冷媒的流量为0.6～1.6升/分。发明人发现，若冷媒的流量过小，无法充分地冷却搅拌摩擦加工的材料；而若冷媒的流量过大，会影响材料加工温度从而降低加工效果。由此，采用本申请的流量可以达到最佳的冷却辅助效果。同时，上述喷射辅助冷却系统的压力泵设置为0.8～1.6MPa。发明人发现，若压力泵设置的压力过小，无法充分地冷却搅拌摩擦加工的材料；而若压力泵设置的压力过大，会影响材料加工温度从而降低加工效果。由此，采用本申请的压力可以达到最佳的冷却辅助效果。另外，上述喷射辅助冷却系统的喷嘴的出料方向与搅拌头的轴线方向呈45～60度，喷嘴与搅拌头的距离为3～15厘米，并将喷嘴的喷射角调节为50～70度，优选60度。发明人发现，若喷嘴的出料方向与搅拌头的轴线方向的角度过小，无法充分覆盖整个搅拌头与附近材料；而若喷嘴的出料方向与搅拌头的轴线方向的角度过大，则会使得冷媒全部呈水平喷射降低冷却效果。若喷嘴与搅拌头的距离过近，则无法覆盖足够大的冷却范围；而若喷嘴与搅拌头的距离过远，则冷媒与空气接触过多降低冷媒到达材料时的冷却效果。由此，采用本申请喷嘴与搅拌头的角度与距离可以达到最佳的冷却辅助效果。
发明人发现，该方法首先将熔炼原料供给至真空熔炼炉中进行熔炼，其中，熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：2％～3.8％，Zn：0.5％～0.8％，Ca：0.5％～1.5％，Li：8％～10％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素。发明人发现，Li元素的加入可以使镁锂合金保持在较小的密度的同时保留材料组织在Alpha和Beta双相共存的范围内，从而使得镁锂合金具有较高的强度和较好的加工性能，但若Li元素加入过少，则镁锂合金的比强度提升效果不显著；而若Li元素加入过多，则会降低镁锂合金的强度。另外，向镁锂合金中加入Al元素可以使合金的强度大幅上升，但若Al元素加入过少，不能起到固溶强化效果，对镁锂合金的耐腐蚀性改善有限；而若Al元素加入过多，组织变得粗大，引起点腐蚀，故对镁锂合金的耐腐蚀性能不利。由此，采用本申请的Al元素添加量不仅能起到良好的固溶强化的作用，还能形成较细小的第二相弥散颗粒，从而改善材料的耐腐蚀特性。同时，向镁锂合金中加入Zn元素能够使双相的镁锂合金中针状Alpha-Mg趋于等轴状，同时使得单相Beta-Li基体组织细化，不仅能够起到细晶强化的作用，还能与Al元素形成稳定相以及准晶相进一步改善材料的耐腐蚀性，但若Zn元素加入过少，晶粒细化不明显，起不到强化作用；而若Zn元素加入过多，则会使第二相颗粒尺寸变大引起点腐蚀反而会降低合金耐腐蚀性能。由此，采用本申请的Zn元素添加量可以提高合金的强度和耐腐蚀性能。另外，Ca元素的引入能够明显改善镁锂合金的耐腐蚀性能，但若Ca元素加入过少，无法足量固溶在镁锂合金中以提升耐腐蚀性能；而若Ca元素加入过多，则会在镁锂合金中析出Mg2Ca造成点蚀降低耐腐蚀性能。然后将镁锂合金铸锭依次进行挤压变形加工、热轧处理，并将得到的第二镁锂合金板材伴随着冷却辅助进行搅拌摩擦处理，冷却辅助可以使材料在加工后获得大于200K/s的冷却速率，将材料晶粒尺寸降低到亚微米级的同时，使得Al元素以固溶和纳米级析出物的形态存在于材料中，从而改善了材料的力学和耐腐蚀性能；同时，搅拌过程中对材料的充分搅拌使得Alpha和Beta相以亚微米尺度均匀混合，为两相协调变形创造了条件，从而改善了材料的塑性；并且Al元素被均匀亚微米级分散的Alpha和Beta相隔开，即借由Alpha和Beta相的均匀弥散分布限制了Al元素的扩散从而在改善力学和耐腐蚀性能的同时限制了其在室温下时效析出较软AlLi相的过程，提升了合金的抗时效性，最终得到抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金。综上，采用本申请方法来制备镁锂合金，通过对镁锂合金进行合理的成分设计，加入的Al，Zn，Ca等元素不仅起到固溶强化作用，又能在基体中析出强化相，并且辅以固溶处理与多重塑性变形相结合的方法，能够在大幅度提高镁锂合金强度和保持其优异的塑性的同时，极大地提高其耐腐蚀能力和抗时效性，，最终获得抗时效高强韧镁耐腐蚀双相锂合金，从而可以满足航空航天等领域对于超轻高强耐腐蚀材料的需求。
在本发明的第二个方面，本发明提出了一种抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金。根据本发明的实施例，该高强韧耐腐蚀双相镁锂合金采用上述方法制备得到。由此，该高强韧耐腐蚀双相镁锂合金具有优异的强度、塑性和耐腐蚀性能(屈服强度大于290MPa，抗拉强度大于300MPa，延伸率大于25％，腐蚀电流小于3μA/cm2，质量损失不大于0.8mg/cm2/天)，并且该合金在大气环境下(温度24℃，湿度60％)放置730天之后，仍能保持优秀的机械和耐腐蚀性能(屈服强度大于270MPa，抗拉强度大于290MPa，延伸率大于30％，腐蚀电流不大于4μA/cm2，质量损失不大于1.2mg/cm2/天)，从而可以很好地满足航空航天等领域对于超轻高强耐腐蚀材料的需求。需要说明的是，上述针对制备抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金的方法所描述的特征和优点同样适用于该抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金，此处不再赘述。
下面详细描述本发明的实施例，需要说明的是下面描述的实施例是示例性的，仅用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。另外，如果没有明确说明，在下面的实施例中所采用的所有试剂均为市场上可以购得的，或者可以按照本文或已知的方法合成的，对于没有列出的反应条件，也均为本领域技术人员容易获得的。
实施例1
步骤1：摆放好模具并将熔炼原料(熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：2.6％，Zn：0.6％，Ca：1.0％，Li：9％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素)依次装入真空熔炼炉的坩埚内，打开冷却循环水，将真空熔炼炉盖盖严后启动抽真空装置将真空熔炼炉内的真空度抽到1×10-2Pa以下，再通入99.99％高纯氩气使真空熔炼炉内的压强保持在.02MPa～0.03MPa，随后启动中频感应加热装置进行加热，在630℃～650℃温度下搅拌5分钟，之后在690℃～710℃温度下静置11分钟后，关闭中频感应加热装置，得到合金熔体，然后通过外部摇杆控制炉内坩埚，将合金熔体浇注到模具内后随炉冷却，待炉内温度降低后开启真空熔炼炉盖并取出镁锂合金铸锭。铸锭规格为直径80mm，长度200mm，然后在氩气保护氛围下下进行均匀化热处理(250℃，12小时)，热处理后随炉冷却。
步骤2：先将镁锂合金铸锭用线切割去除铸锭外周部分，再利用车削加工去除铸锭表面氧化皮后在190℃进行挤压变形加工(挤压比为20，挤压方向为正向挤压)，挤压前，将挤压筒加热至280℃，并将挤压模具加热至120℃，挤压后得到厚度为6mm的第一镁锂合金板材；
步骤3：用线切割将第一镁锂合金板材切割为40mm×80mm的板块，打磨去除氧化皮，以40mm边的方向进行热轧制。轧制前将第一镁锂合金板材加热到200℃，轧辊速度为200转/分钟，单道次压下量为0.5mm，得到的第二镁锂合金板材厚度为2mm，总压下量为66％。
步骤4：打磨除去第二镁锂合金板材表面的氧化皮，随后在冰水雾喷射冷却的辅助下(如图3所示)利用钨铼合金搅拌头对材料进行搅拌摩擦加工。将压力泵设置为1.0MPa，喷嘴1和喷嘴2的冰水雾流量分别为0.6升/分和1.2升/分，温度为2℃，喷嘴1和喷嘴2均以45°对准搅拌头，距离分别为5cm和15cm，水雾喷嘴喷射角均调节为60°圆锥状喷出。搅拌摩擦加工的搅拌头尺寸：轴肩直径为16mm，搅拌针直径为6mm，搅拌针长度为2.8mm。搅拌摩擦加工使用压入量控制策略，参数应该选取转速/加工速度比为700r/m，压入量为0.1mm/道次。最后利用线切割取出搅拌摩擦加工部分，得到高强韧耐腐蚀双相镁锂合金。
该高强韧耐腐蚀双相镁锂合金的密度和室温力学性能为：屈服强度为291MPa，抗拉强度为304MPa，延伸率为28.3％，腐蚀电流为2.8μA/cm2，质量损失为0.8mg/cm2/天。将该镁锂合金在25℃，湿度60％环境下放置730天后的力学性能和耐腐蚀性能为：屈服强度为279MPa，抗拉强度为296MPa，延伸率为36％，腐蚀电流为3.3μA/cm2，质量损失为0.9mg/cm2/天。
实施例2
步骤1：摆放好模具并将熔炼原料(熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：2％，Zn：0.8％，Ca：0.5％，Li：8％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素)依次装入真空熔炼炉的坩埚内，打开冷却循环水，将真空熔炼炉盖盖严后启动抽真空装置将真空熔炼炉内的真空度抽到1×10-2Pa以下，再通入99.99％高纯氩气使真空熔炼炉内的压强保持在.02MPa～0.03MPa，随后启动中频感应加热装置进行加热，在630℃～650℃温度下搅拌6分钟，之后在690℃～710℃温度下静置9分钟后，关闭中频感应加热装置，得到合金熔体，然后通过外部摇杆控制炉内坩埚，将合金熔体浇注到模具内后随炉冷却，待炉内温度降低后开启真空熔炼炉盖并取出镁锂合金铸锭。铸锭规格为直径80mm，长度200mm，然后在氩气保护氛围下下进行均匀化热处理(200℃，12小时)，热处理后随炉冷却。
步骤2：先将镁锂合金铸锭用线切割去除铸锭外周部分，再利用车削加工去除铸锭表面氧化皮后在200℃进行挤压变形加工(挤压比为19，挤压方向为正向挤压)，挤压前，将挤压筒加热至280℃，并将挤压模具加热至120℃，挤压后得到厚度为8mm的第一镁锂合金板材；
步骤3：用线切割将第一镁锂合金板材切割为40mm×80mm的板块，打磨去除氧化皮，以40mm边的方向进行热轧制。轧制前将第一镁锂合金板材加热到190℃，轧辊速度为200转/分钟，单道次压下量为0.5mm，得到的第二镁锂合金板材厚度为3mm，总压下量为62.5％。
步骤4：打磨除去第二镁锂合金板材表面的氧化皮，随后在冰水雾喷射冷却的辅助下(如图3所示)利用钨铼合金搅拌头对材料进行搅拌摩擦加工。将压力泵设置为1.2MPa，喷嘴1和喷嘴2的冰水雾流量分别为0.6升/分和1.2升/分，温度为2℃，喷嘴1和喷嘴2均以45°对准搅拌头，距离分别为5cm和15cm，水雾喷嘴喷射角均调节为60°圆锥状喷出。搅拌摩擦加工的搅拌头尺寸：轴肩直径为16mm，搅拌针直径为6mm，搅拌针长度为2.8mm。搅拌摩擦加工使用压入量控制策略，参数应该选取转速/加工速度比为1000r/m，压入量为0.1mm/道次。最后利用线切割取出搅拌摩擦加工部分，得到高强韧耐腐蚀双相镁锂合金。
该高强韧耐腐蚀双相镁锂合金的密度和室温力学性能为：屈服强度为297MPa，抗拉强度为310MPa，延伸率为27.1％，腐蚀电流为2.4μA/cm2，质量损失为0.7mg/cm2/天。屈服强度为275MPa，抗拉强度为294MPa，延伸率为38％，腐蚀电流为3.5μA/cm2，质量损失为1.0mg/cm2/天。
实施例3
步骤1：摆放好模具并将熔炼原料(熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：3.8％，Zn：0.5％，Ca：1.5％，Li：10％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素)依次装入真空熔炼炉的坩埚内，打开冷却循环水，将真空熔炼炉盖盖严后启动抽真空装置将真空熔炼炉内的真空度抽到1×10-2Pa以下，再通入99.99％高纯氩气使真空熔炼炉内的压强保持在.02MPa～0.03MPa，随后启动中频感应加热装置进行加热，在630℃～650℃温度下搅拌6分钟，之后在690℃～710℃温度下静置10分钟后，关闭中频感应加热装置，得到合金熔体，然后通过外部摇杆控制炉内坩埚，将合金熔体浇注到模具内后随炉冷却，待炉内温度降低后开启真空熔炼炉盖并取出镁锂合金铸锭。铸锭规格为直径80mm，长度200mm，然后在氩气保护氛围下下进行均匀化热处理(300℃，12小时)，热处理后随炉冷却。
步骤2：先将镁锂合金铸锭用线切割去除铸锭外周部分，再利用车削加工去除铸锭表面氧化皮后在180℃进行挤压变形加工(挤压比为22，挤压方向为正向挤压)，挤压前，将挤压筒加热至280℃，并将挤压模具加热至120℃，挤压后得到厚度为8mm的第一镁锂合金板材；
步骤3：用线切割将第一镁锂合金板材切割为40mm×80mm的板块，打磨去除氧化皮，以40mm边的方向进行热轧制。轧制前将第一镁锂合金板材加热到210℃，轧辊速度为200转/分钟，单道次压下量为0.5mm，得到的第二镁锂合金板材厚度为1.5mm，总压下量为81.25％。
步骤4：打磨除去第二镁锂合金板材表面的氧化皮，随后在液氮喷射冷却的辅助下(如图2所示)利用钨铼合金搅拌头对材料进行搅拌摩擦加工。将压力泵设置为1.0MPa，喷嘴1和喷嘴2的液氮雾流量分别为0.8升/分和1.6升/分，温度为-196℃，喷嘴1和喷嘴2均以45°对准搅拌头，距离分别为5cm和15cm，液氮喷嘴喷射角均调节为60°圆锥状喷出。搅拌摩擦加工的搅拌头尺寸：轴肩直径为15mm，搅拌针直径为5mm，搅拌针长度为2.8mm。搅拌摩擦加工使用压入量控制策略，参数应该选取转速/加工速度比为400r/m，压入量为0.1mm/道次。最后利用线切割取出搅拌摩擦加工部分，得到抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金。
该抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金的密度和室温力学性能为：屈服强度为311MPa，抗拉强度为332MPa，延伸率为26.2％，腐蚀电流为2.2μA/cm2，质量损失为0.6mg/cm2/天。将该镁锂合金在25℃，湿度60％环境下放置730天后的力学性能和耐腐蚀性能为：屈服强度为277MPa，抗拉强度为292MPa，延伸率为38.2％，腐蚀电流为4.0μA/cm2，质量损失为1.2mg/cm2/天。
实施例4
步骤1：摆放好模具并将熔炼原料(熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：3.2％，Zn：0.7％，Ca：1.2％，Li：9％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素)依次装入真空熔炼炉的坩埚内，打开冷却循环水，将真空熔炼炉盖盖严后启动抽真空装置将真空熔炼炉内的真空度抽到1×10-2Pa以下，再通入99.99％高纯氩气使真空熔炼炉内的压强保持在.02MPa～0.03MPa，随后启动中频感应加热装置进行加热，在630℃～650℃温度下搅拌5分钟，之后在690℃～710℃温度下静置12分钟后，关闭中频感应加热装置，得到合金熔体，然后通过外部摇杆控制炉内坩埚，将合金熔体浇注到模具内后随炉冷却，待炉内温度降低后开启真空熔炼炉盖并取出镁锂合金铸锭。铸锭规格为直径80mm，长度200mm，然后在氩气保护氛围下下进行均匀化热处理(280℃，12小时)，热处理后随炉冷却。
步骤2：先将镁锂合金铸锭用线切割去除铸锭外周部分，再利用车削加工去除铸锭表面氧化皮后在185℃进行挤压变形加工(挤压比为20，挤压方向为正向挤压)，挤压前，将挤压筒加热至280℃，并将挤压模具加热至120℃，挤压后得到厚度为8mm的第一镁锂合金板材；
步骤3：用线切割将第一镁锂合金板材切割为40mm×80mm的板块，打磨去除氧化皮，以40mm边的方向进行热轧制。轧制前将第一镁锂合金板材加热到200℃，轧辊速度为200转/分钟，单道次压下量为0.5mm，得到的第二镁锂合金板材厚度为3mm，总压下量为62.5％。
步骤4：打磨除去第二镁锂合金板材表面的氧化皮，随后在液氮喷射冷却的辅助下(如图2所示)利用钨铼合金搅拌头对材料进行搅拌摩擦加工。将压力泵设置为1.6MPa，喷嘴1和喷嘴2的液氮雾流量分别为0.8升/分和1.6升/分，温度为-196℃，喷嘴1和喷嘴2均以45°对准搅拌头，距离分别为5cm和15cm，液氮喷嘴喷射角均调节为60°圆锥状喷出。搅拌摩擦加工的搅拌头尺寸：轴肩直径为15mm，搅拌针直径为5mm，搅拌针长度为2.8mm。搅拌摩擦加工使用压入量控制策略，参数应该选取转速/加工速度比为1000r/m，压入量为0.1mm/道次。最后利用线切割取出搅拌摩擦加工部分，得到抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金。
该抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金的密度和室温力学性能为：屈服强度为322MPa，抗拉强度为347MPa，延伸率为25.6％，腐蚀电流为1.1μA/cm2，质量损失为0.3mg/cm2/天。将该镁锂合金在25℃，湿度60％环境下放置730天后的力学性能和耐腐蚀性能为：屈服强度为291MPa，抗拉强度为307MPa，延伸率为31.6％，腐蚀电流为2.0μA/cm2，质量损失为0.9mg/cm2/天。
对比例1
将实施例1中的第二镁锂合金在400℃下热处理30分钟，随后在不使用搅拌摩擦加工的情况下进行冰水淬火。制备得到的镁锂合金力学性能和耐腐蚀性能为：屈服强度为303.7MPa，抗拉强度为336.2MPa，延伸率为4.7％，腐蚀电流为6.4μA/cm2，质量损失为2.37mg/cm2/天。将上述镁锂合金在25℃，湿度60％环境下放置180天后力学性能和耐腐蚀性能为：屈服强度为166.1MPa，抗拉强度为206.7.2MPa，延伸率为40.9％，腐蚀电流为13.9μA/cm2，质量损失为7.16mg/cm2/天。
从对比例中可见，在不经过本发明冷却辅助搅拌摩擦处理下的镁锂合金在初期虽然有着比较优异的力学和耐腐蚀性能，但是在仅仅180天的时效后力学性能和耐腐蚀性能就大幅度降低。
在本说明书的描述中，参考术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。
尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims (11)

1.一种制备抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金的方法，其特征在于，包括：
(1)将熔炼原料供给至真空熔炼炉中进行熔炼，以便得到镁锂合金铸锭；
(2)将所述镁锂合金铸锭进行挤压变形加工，以便得到第一镁锂合金板材；
(3)将所述第一镁锂合金板材进行热轧处理，以便得到第二镁锂合金板材；
(4)伴随着冷却辅助，将所述第二镁锂合金板材进行搅拌摩擦处理，以便得到抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金，
其中，在步骤(1)中，所述熔炼原料由以下质量百分比的组分组成：Al：2％～3.8％，Zn：0.5％～0.8％，Ca：0.5％～1.5％，Li：8％～10％，余量为Mg以及不可去除的杂质元素。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在进行步骤(2)之前，预先将所述镁锂合金铸锭在氩气气氛保护下进行成分均匀化热处理，所述成分均匀化热处理的温度为200℃-300℃。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在步骤(4)中，所述搅拌摩擦处理的转速为400～1000r/m。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在步骤(4)中，所述搅拌摩擦处理使用的搅拌头材料为钨铼合金。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在步骤(4)中，所述冷却辅助使用的冷媒由喷射辅助冷却系统提供。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述冷媒的流量为0.6～1.6升/分。
7.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，将所述喷射辅助冷却系统的压力泵设置为0.8～1.6MPa。
8.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述喷射辅助冷却系统的喷嘴的出料方向与所述搅拌摩擦处理使用的搅拌头的轴线方向呈45～60度。
9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，所述喷嘴与所述搅拌头的距离为3～15厘米。
10.根据权利要求1或5所述的方法，其特征在于，在步骤(4)中，所述冷却辅助使用的冷媒包括水、液氮、液氦和液态二氧化碳中的至少之一。
11.一种抗时效高强韧耐腐蚀双相镁锂合金，其特征在于，采用权利要求1～10中任一项所述的方法制备得到。
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