專利名稱：一種高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及的是一種鎂合金材料。本發(fā)明也涉及一種鎂合金材料的制備方法。
背景技術(shù)：
鎂合金作為結(jié)構(gòu)材料的突出優(yōu)勢是低密度，但目前鎂合金材料普遍存在強(qiáng)度較低、高強(qiáng)低耐熱性或高強(qiáng)低塑性等弱點(diǎn)，嚴(yán)重阻礙了鎂合金在航空航天、交通運(yùn)輸及其他領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用。例如，AZ(主要指AZ91)和AM(主要指AM50、AM60)系列鑄造鎂合金約占目前汽車用鎂合金的90%，它們具有適當(dāng)?shù)氖覝貜?qiáng)度、塑性及較好鑄造性能，AZ31變形鎂合金是目前商業(yè)化應(yīng)用最廣泛的變形鎂合金，它具有較好的室溫強(qiáng)度和良好的延展性，ZK60和MB25(國產(chǎn)牌號)則是應(yīng)用較為廣泛的室溫高強(qiáng)變形鎂合金，然而以上AZ、AM、ZK、MB系列鎂合金只適用于室溫場合，合金的力學(xué)性能隨著溫度的升高而急劇下降，極大地限制了其進(jìn)一步應(yīng)用。稀土(RE)元素合金化提高鎂合金的強(qiáng)度和耐熱性一直備受研究者的廣泛關(guān)注，研究表明，以Mg-Gd-Y-Zr為代表的高稀土含量的Mg-RE1-RE2-Zr合金是目前使用常規(guī)方法開發(fā)的強(qiáng)度最高和耐熱性最好的鎂合金，其高溫強(qiáng)度和穩(wěn)定性甚至超過某些高溫鋁合金，固溶+時(shí)效處理中析出的大量彌散分布的納米亞穩(wěn)相β ’是合金強(qiáng)度和耐熱性得到提高的主要原因。但這類高強(qiáng)耐熱鎂合金是以犧牲合金塑性為代價(jià)來提高合金強(qiáng)度和耐熱性，如Τ6態(tài)鑄造Mg-10Gd-5Y-Zr合金室溫和250°C抗拉強(qiáng)度均高于300MPa，而它的室溫延伸率僅為 2%, 25CTC 的延伸率也只達(dá)到 5% (Jun Wang, et al. ,Effect of Y for enhanceage hardening response and mechanical properties of Mg-Gd-Y-Zr alloys Mater.Sci. Eng. A, 2007 (456) 78-84)，T5態(tài)熱軋制Mg-10Gd-3Y_0. 4Zr合金的室溫抗拉強(qiáng)度更高，達(dá)到460MPa，但室溫延伸率小于0. 5%，200°C時(shí)其抗拉強(qiáng)度仍保持在400MPa以上，但延伸率也僅為 6% (S. Kamado, Y. Kojima Proc. of 3rd International Magnesium Conference,ed. By G. ff. Lorimer, The Institute of Materials, London, 1997, 327-342),高強(qiáng)耐熱但塑性差同樣不利于鎂合金的實(shí)際應(yīng)用。此外，目前對于稀土的加入方式，國內(nèi)外的許多科研單位和生產(chǎn)廠家多以單一純稀土方式加入，如Nd、Y、Gd、Dy、Er、Ho、La、Ce等(Ce也常以富鈰混合稀土方式加入)。事實(shí)上，在選擇稀土作為鎂合金的合金成分時(shí)，應(yīng)盡量考慮儲量大、配分高的稀土元素，比如輕稀土中的Ce、La和重稀土中的Y或Gd，這樣原料才有供應(yīng)保障，才可持續(xù)發(fā)展，另外，還要考慮原料的價(jià)格和市場情況，比如輕稀土中將價(jià)值高、市場好的NcUPr分離出去剩余的Ce/La混合稀土，除掉貴重稀土(Tb、Dy、Lu等)后剩余的富Y稀土，這些稀土原料價(jià)格低，目前應(yīng)用市場較少。以上考慮旨在開發(fā)出性能和成本均能被應(yīng)用市場所接受的新型高性能鎂合金材料。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種具有室溫高強(qiáng)和高塑性的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料。本發(fā)明的目的還在于提供一種成本較低，利于推廣應(yīng)用的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料的制備方法。本發(fā)明的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料組成成分及其質(zhì)量百分含量為Y:4. 5-9. 8%, Er :0. 5-1. 5%, Ho :0. 3-1. 0%, Zn :3. 0-4. 5%, Zr :0. 2-0. 6%，其它稀土元素O. 2-0. 6%，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si雜質(zhì)總量小于O. 03%，余量為Mg。其中稀土元素是以Mg-RY中間合金的方式加入，RY組成成分及其質(zhì)量百分含量為Y :75-82%, Er :9-12%, Ho :5_8%，余量為其他稀土元素。本發(fā)明的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料的制備方法為按照產(chǎn)物中組成成分及其質(zhì)量百分含量為Y :4. 5-9. 8 %, Er :0. 5-1. 5 %, Ho :0. 3-1. O %, Zn :3. 0-4. 5 %, Zr O. 2-0. 6%，其它稀土元素0. 2-0. 6%，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si雜質(zhì)總量小于O. 03%，余量為Mg的比例配制原料；所述原料為商業(yè)純Mg、商業(yè)純ZruMg-RY中間合金、Mg-Zr中間合金；原料熔化后進(jìn)行熔煉、扒渣工序，保溫靜置后降溫，利用水冷模具進(jìn)行鑄棒；所得鎂合 金鑄棒經(jīng)過高溫勻質(zhì)化處理后，在擠壓機(jī)上熱擠壓成形得到鎂合金產(chǎn)品。熔煉中保護(hù)方式有兩種一種是SF6/C02氣體保護(hù)，一種是熔劑保護(hù)；主要熔煉工藝參數(shù)熔體保溫溫度為750-770°C，保溫靜置時(shí)間為25_45min，澆注溫度為 700-720°C ；主要?jiǎng)蛸|(zhì)化處理工藝參數(shù)均勻化溫度為450-500°C，保溫時(shí)間為10_15h，冷卻方式為空冷。主要熱擠壓工藝參數(shù)擠壓溫度為420-470°C，擠壓速率為I. 2-1.為保證高力學(xué)性能，擠壓比需大于15。本發(fā)明以富Y稀土(以RY表示)代替純稀土的方式加入鎂合金中，不僅降低合金成本，而且材料性能也優(yōu)于添加純稀土的合金，這是由于富Y稀土中含有一定量的其他稀土元素，如Er、Ho等，多種稀土的交互作用能夠產(chǎn)生附加的強(qiáng)化作用。另外，廉價(jià)的Zn作為第二主要添加元素，與稀土協(xié)同作用形成高熱穩(wěn)定性、高強(qiáng)韌性的長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)相，從而獲得同時(shí)具有室溫高強(qiáng)和高塑性、高溫高強(qiáng)和高塑性的變形鎂合金材料。本發(fā)明所具有的實(shí)質(zhì)性特點(diǎn)和顯著的進(jìn)步為(I)研究已表明單一重稀土 Y、Er、Ho在提高鎂合金力學(xué)性能，尤其是高溫強(qiáng)度方面具有極好的表現(xiàn)，但單一稀土的價(jià)格昂貴，難以推廣應(yīng)用，而兩種或兩種以上重稀土元素共同作為合金化元素更優(yōu)于單一稀土，這以被研究者廣泛證實(shí)，如已經(jīng)開發(fā)或正在研制的Mg-Y-RE基合金(WE43、WE54)和Mg-Gd-RE基合金。本發(fā)明以稀土元素為第一合金化元素，稀土原料采用富Y稀土，其主要由重稀土元素組成，其中重稀土 Y為主要元素，其他元素主要包括重稀土 Er和Ho等，多種有益稀土元素相互作用，能夠進(jìn)一步提高合金力學(xué)性能，而且成本遠(yuǎn)低于以單一稀土加入的方式，同時(shí)豐富的富Y稀土資源使該合金的可持續(xù)供應(yīng)得到保證，有利于提高鎂合金的競爭力，從而更易于推廣應(yīng)用。(2)采用適合的稀土與非稀土 Zn組合共同作為合金化元素，能夠在特定的鑄造、熱處理及變形工藝下形成長周期堆垛有效結(jié)構(gòu)的第二相和有序固溶體，這種長周期結(jié)構(gòu)相比基體的晶體結(jié)構(gòu)具有更高的硬度、塑性和彈性模量，同時(shí)其本身還具有高的熱穩(wěn)定性，因此長周期結(jié)構(gòu)的存在能夠非常有效的提高合金的綜合力學(xué)性能和耐熱性。(3)該發(fā)明合金隨著RY和Zn元素含量的變化，其室溫抗拉強(qiáng)度和延伸率的變化幅度依不同成分和工藝分別為340-420MPa，延伸率為5_15%，而在250°C高溫下抗拉強(qiáng)度均能保持在310-380MPa，延伸率為18-29%，從而可通過調(diào)節(jié)合金化元素的含量、比例及工藝設(shè)計(jì)滿足多種應(yīng)用場合要求的合金。
具體實(shí)施例方式以下通過具體的實(shí)施例對本發(fā)明的技術(shù)方案做詳細(xì)描述，應(yīng)理解的是，這些實(shí)施例是用于說明本發(fā)明，而不是對本發(fā)明的限制，在本發(fā)明的構(gòu)思前提下對本發(fā)明做簡單改進(jìn)，都屬于本發(fā)明要求保護(hù)的范圍。實(shí)施例I合金的化學(xué)成分(質(zhì)量百分比)為5.8% RY>4. 0% Zn,O. 2% Zr，雜質(zhì)元素Fe、Cu、Ni、Si的總量小于O. 03%，余量為Mg。
制備合金的熔鑄和加工工藝為首先按配比稱料，將Mg、Zn、Mg-RY中間合金、Mg-Zr中間合金預(yù)熱到200°C，然后將Mg放入預(yù)熱到100°C的坩鍋中，并通入SF6 CO2體積比為I : 100的保護(hù)氣體，待Mg完全熔化后加入Zn，當(dāng)熔體溫度達(dá)到740°C時(shí)加入Mg-RY中間合金，加入的中間合金熔化后，熔體溫度回升到770°C時(shí)加入Mg-Zr中間合金，通入氬氣精煉攪拌lOmin，除渣后在750°C靜置25min，待溫度降至700°C后，采用水冷模具澆鑄成圓棒。所得鑄棒在450°C勻質(zhì)化處理IOh后空冷，車削后在420°C進(jìn)行擠壓，擠壓速率為I. 5m/mim，最后得到一種高溫高強(qiáng)韌的變形鎂合金。本實(shí)施例所得的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金，其力學(xué)性能為室溫抗拉強(qiáng)度372MPa，屈服強(qiáng)度275MPa，延伸率17%。2500C :抗拉強(qiáng)度315MPa，屈服強(qiáng)度248MPa，延伸率28%。實(shí)施例2合金的化學(xué)成分(質(zhì)量百分比)為9· 1% RY>2. 9% Zn,O. 4% Zr，雜質(zhì)元素Fe、Cu、Ni、Si的總量小于O. 03%，余量為Mg。制備合金的熔鑄和加工工藝為首先按配比稱料，將Mg、Zn、Mg-RY中間合金、Mg-Zr中間合金預(yù)熱到250°C，然后將Mg放入預(yù)熱到120°C的坩鍋中，并通入SF6 CO2體積比為I : 100的保護(hù)氣體，待Mg完全熔化后加入Zn，當(dāng)熔體溫度達(dá)到750°C時(shí)加入Mg-RY中間合金，加入的中間合金熔化后，熔體溫度回升到780°C時(shí)加入Mg-Zr中間合金，通入氬氣精煉攪拌15min，除渣后在760°C靜置45min，待溫度降至710°C后，采用水冷模具澆鑄成圓棒。所得鑄棒在480°C勻質(zhì)化處理IOh后空冷，車削后在450°C進(jìn)行擠壓，擠壓速率為I. 5m/mim，最后得到一種高溫高強(qiáng)韌的變形鎂合金。本實(shí)施例所得的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金，其力學(xué)性能為室溫抗拉強(qiáng)度384MPa，屈服強(qiáng)度297MPa，延伸率12%。2500C :抗拉強(qiáng)度323MPa，屈服強(qiáng)度254MPa，延伸率29%。實(shí)施例3合金的化學(xué)成分(質(zhì)量百分比)為9.4% RY>4. 4% Zn,O. 6% Zr，雜質(zhì)元素Fe、Cu、Ni、Si的總量小于O. 03%，余量為Mg。制備合金的熔鑄和加工工藝為首先按配比稱料，將Mg、Zn、Mg-RY中間合金、Mg-Zr中間合金預(yù)熱到240°C，然后將Mg放入預(yù)熱到120°C的坩鍋中，并通入SF6 CO2體積比為I : 100的保護(hù)氣體，待Mg完全熔化后加入Zn，當(dāng)熔體溫度達(dá)到760V時(shí)加入Mg-RY中間合金，加入的中間合金熔化后，熔體溫度回升到780°C時(shí)加入Mg-Zr中間合金，通入氬氣精煉攪拌15min，除渣后在770°C靜置30min，待溫度降至720°C后，采用水冷模具澆鑄成圓棒。所得鑄棒在480°C勻質(zhì)化處理15h后空冷，車削后在450°C進(jìn)行擠壓，擠壓速率為I. 2m/mim，最后得到一種高溫高強(qiáng)韌的變形鎂合金。本實(shí)施例所得的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金，其力學(xué)性能為室溫抗拉強(qiáng)度42 IMPa，屈服強(qiáng)度344MPa，延伸率11%。2500C :抗拉強(qiáng)度346MPa，屈服強(qiáng)度271MPa，延伸率25%。實(shí)施例4合金的化學(xué)成分(質(zhì)量百分比)為12. 3% RY,4. 5% Zn,O. 3% Zr雜質(zhì)元素Fe、Cu、Ni、Si的總量小于O. 03%，余量為Mg。制備合金的熔鑄和加工工藝為首先按配比稱料，將Mg、Zn、Mg-RY中間合金、Mg-Zr中間合金預(yù)熱到250°C，然后將Mg放入含有已熔化溶劑的坩堝中，待Mg完全熔化后加入Zn，當(dāng)熔體溫度達(dá)到760°C時(shí)加入Mg-RY中間合金，加入的中間合金熔化后，熔體溫度回升到780°C時(shí)加入Mg-Zr中間合金，待熔化后加入精煉劑精煉攪拌15min，除渣后在740°C靜置40min，待溫度降至720°C后，采用水冷模具澆鑄成圓棒。所得鑄棒在500°C勻質(zhì)化處理15h后空冷，車削后在470°C進(jìn)行擠壓，擠壓速率為I. 2m/mim，最后得到一種高溫高強(qiáng)韌的變形鎂合金。本實(shí)施例所得的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金，其力學(xué)性能為室溫抗拉強(qiáng)度340MPa，屈服強(qiáng)度265MPa，延伸率5%。2500C :抗拉強(qiáng)度389MPa，屈服強(qiáng)度344MPa，延伸率18%。權(quán)利要求
1.ー種高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料，其特征是組成成分及其質(zhì)量百分含量為Y4. 5-9. 8%, Er O. 5-1. 5%, Ho O. 3-1. 0%, Zn 3. 0-4. 5%, Zr O. 2-0. 6%，其它稀土元素O.2-0. 6%，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si雜質(zhì)總量小于O. 03%，余量為Mg。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料，其特征是其中稀土元素是以Mg-RY中間合金的方式加入，RY組成成分及其質(zhì)量百分含量為Y :75-82%,Er :9-12%,Ho 5-8 %,余量為其他稀土元素。
3.—種高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料的制備方法，其特征是按照產(chǎn)物中組成成分及其質(zhì)量百分含量為Y :4. 5-9. 8 %, Er :0. 5-1. 5 %, Ho :0. 3-1. O %, Zn :3. 0-4. 5%, Zr O.2-0. 6%，其它稀土元素0. 2-0. 6%，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si雜質(zhì)總量小于O. 03%，余量為Mg的比例配制原料；所述原料為商業(yè)純Mg、商業(yè)純ZruMg-RY中間合金、Mg-Zr中間合金；原料熔化后進(jìn)行熔煉、扒渣エ序，保溫靜置后降溫，利用水冷模具進(jìn)行鑄棒；所得鎂合金鑄棒經(jīng)過高溫勻質(zhì)化處理后，在擠壓機(jī)上熱擠壓成形得到鎂合金產(chǎn)品。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料的制備方法，其特征是熔煉中保護(hù)方式是SF6/C02氣體保護(hù)，或者是熔劑保護(hù)。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料的制備方法，其特征是主要熔煉エ藝參數(shù)為熔體保溫溫度為750-770°C，保溫靜置時(shí)間為25-45min，澆注溫度為700-720 °C。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料的制備方法，其特征是主要?jiǎng)蛸|(zhì)化處理工藝參數(shù)為均勻化溫度為450-500°C，保溫時(shí)間為10-15h，冷卻方式為空冷。
7.根據(jù)權(quán)利要求3所述的高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料的制備方法，其特征是主要熱擠壓エ藝參數(shù)為擠壓溫度為420-470°C，擠壓速率為I. 2-1. 5m/mim，為保證高力學(xué)性能，擠壓比需大于15。
全文摘要
本發(fā)明提供的是一種高溫高強(qiáng)韌變形鎂合金材料及其制備方法。按照產(chǎn)物中組成成分及其質(zhì)量百分含量為Y4.5-9.8％，Er0.5-1.5％，Ho0.3-1.0％，Zn3.0-4.5％，Zr0.2-0.6％，其它稀土元素0.2-0.6％，不可避免的Fe、Cu、Ni、Si雜質(zhì)總量小于0.03％，余量為Mg的比例配制原料；所述原料為商業(yè)純Mg、商業(yè)純Zn、Mg-RY中間合金、Mg-Zr中間合金；原料熔化后進(jìn)行熔煉、扒渣工序，保溫靜置后降溫，利用水冷模具進(jìn)行鑄棒；所得鎂合金鑄棒經(jīng)過高溫勻質(zhì)化處理后，在擠壓機(jī)上熱擠壓成形得到鎂合金產(chǎn)品。本發(fā)明的方法所得到的鎂合金材料具有室溫高強(qiáng)和高塑性。本發(fā)明的成本較低，利于推廣應(yīng)用。
文檔編號C22C23/06GK102634711SQ20121012436
公開日2012年8月15日 申請日期2012年4月25日 優(yōu)先權(quán)日2012年4月25日
發(fā)明者冷哲, 巫瑞智, 張密林, 張景懷 申請人:哈爾濱工程大學(xué)