專利名稱：：含鈰的鎂-鋅-錳系鎂合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種鎂合金材料，特別涉及一種可快速擠壓變形，并且通過多次熱變形累積細(xì)化效果，所得制品室溫下具有中等強(qiáng)度和高塑性的含鈰的鎂-鋅-4孟系4美合金。
背景技術(shù)：
：隨著鎂合金型材制品在航空航天、電子電器和汽車等領(lǐng)域的應(yīng)用逐漸廣泛，鎂合金型材塑性變形能力不足的缺點成為制約其進(jìn)一步擴(kuò)大應(yīng)用的障礙。鎂合金的晶體密排六方結(jié)構(gòu)，在變形過程中滑移系少，熱加工塑性和制品室溫塑性明顯較鋁合金差。就熱擠壓生產(chǎn)而言，較差的熱加工塑性導(dǎo)致大多數(shù)牌號的鎂合金擠壓速度不能過快，除AZ31可達(dá)10米每分鐘外，其他到通常不超過6米每分鐘。為此，各國研究者多年致力于開發(fā)高熱加工塑性鎂合金，目前得到的主要以ZM21合金為代表，其名義成分為Mg+2Zn+lMn(重量百分比)，根據(jù)德國GKSS研究所的報道，采用靜液擠壓方式ZM21合金擠壓速度達(dá)到了120米每分鐘以上；根據(jù)國內(nèi)CCMG(重慶大學(xué)國家鎂合金材料工程技術(shù)研究中心)的研究報告，采用常規(guī)擠壓方式ZM21合金擠壓速度已達(dá)到25米每分鐘以上。上海交大將常規(guī)Mg-Al-Zn商用合金中的Zn去掉，開發(fā)出的Mg-Al系可快速變形的鎂合金，擠壓速度可達(dá)到15米每分鐘(專利申請?zhí)?00610028334.5)。雖然緩解了鎂合金擠壓速度慢導(dǎo)致生產(chǎn)成本高的矛盾，但同時，又降低了鎂合金擠壓制品強(qiáng)度或塑性。因為通過降低鎂合金中的合金元素，可以保證高塑性，但其制品的強(qiáng)度受限于合金元素有限的固溶強(qiáng)化效果而較其他常規(guī)合金偏低；通過提高合金元素含量提高制品的強(qiáng)度，但制品室溫塑性又明顯下降(專利申請?zhí)?00610028334.5說明書實施例1~4)。鎂合金型材制品在使用過程中需要良好的塑性和強(qiáng)度，以保證其服役過程內(nèi)不發(fā)生失效。部分鎂合金擠壓制品還可能需先經(jīng)過較大程度的塑性變形，以獲得一定的形狀后再使用，如管材的打尖、擴(kuò)徑和液壓脹形，棒材的彎曲等，都要求擠壓制品具有良好的室溫塑性，以避免必須采用溫加工變形而增加制造成本。為此希望4美合金制品具有高的室溫塑性，拉伸延伸率應(yīng)在20%以上，某些極端情況的使用條件，如瞄準(zhǔn)鏡錐度管的擴(kuò)徑，要求拉伸延伸率應(yīng)在25%以上。通過熱變形細(xì)化晶粒是提高制品塑性同時保持強(qiáng)度最主要的方法，然而熱變形過程對合金組織的細(xì)化存在受工藝條件影響的極限值，當(dāng)晶粒細(xì)化到一定程度時，再進(jìn)一步增大單次熱變形的變形程度或采用反復(fù)熱變形，均難以使其進(jìn)一步細(xì)化，現(xiàn)有典型的變形鎂合金，例如AZ31、AZ61、AZ80和ZK60等，包括上述的ZM21等可高速熱變形合金，在常規(guī)的熱擠壓設(shè)備和工藝條件下，制品的晶粒尺寸通常只能控制在15-35jam范圍內(nèi)，其室溫拉伸延伸率在10~18%之間。這是因為在上述鎂合金中缺乏高溫下不熔化的合金相起強(qiáng)化基體的作用，如AZ61和AZ31合金中的強(qiáng)化相只有MgJlm在400°C以上高溫時穩(wěn)定性變差，擠壓過程中會溶解，不能保持足夠的釘扎作用以阻止晶粒的長大(袁廣銀、孫揚(yáng)善、張為民Bi對鑄造鎂合金組織和力學(xué)性能的影響，《鑄造》1998年第五期，第5~7頁)，使得擠壓終了產(chǎn)品的力學(xué)性能較低。因此，要保持?jǐn)D壓終了產(chǎn)品較高的力學(xué)性能，上述鎂合金的擠壓速度不能大于10m/min,由于擠壓速度慢，就增大了生產(chǎn)成本。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的是提供一種含鈰的鎂-鋅-錳系高塑性變形的鎂合金。所述的鎂合金具有良好的熱加工塑性，可快速擠壓變形，經(jīng)過多次熱塑性變形后能夠獲得比較細(xì)小的晶粒，可以大大提高塑性并保持強(qiáng)度，在室溫拉伸強(qiáng)度為285MPa,延伸率為20%。本發(fā)明的技術(shù)方案是所述鎂合金由鎂、鋅、錳和稀土Ce組成，各組份的質(zhì)量百分比為Zn:1.8—4.0%,Mn:0.5~1.5°/。，Ce:0.15—0.80%,不可避免雜質(zhì)<0.15%;其余為Mg。本發(fā)明的較好的技術(shù)方案是鎂合金各組份的質(zhì)量百分比為Zn:2.3°/。；Mn:0.75°/。；Ce:0.35%;不可避免雜質(zhì)<0.15%;其余為Mg。其中不可避免的雜質(zhì)為Si、Ni、Cu、Fe,其總量不超過0.15%。本發(fā)明由于在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加了稀土金屬Ce,使本發(fā)聽所述鎂合金具有以下優(yōu)點1.在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加Ce,所述鎂合金在凝固過程中，其平衡分配系數(shù)K〈1，Ce主要富集固/液界面的前沿，從圖2可以看到，在掃描電鏡能譜分析的結(jié)果顯示，Ce主要是分布在晶界和枝晶間上，對晶界有釘扎作用，可以抑制晶粒的長大，降低了晶粒長大的速率，所得的晶粒細(xì)小。2.在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加Ce元素，降低了合金的凝固范圍，可以形成更高的過冷度，提高凝固過程中的形核率；在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加Ce,能夠降低在凝固過程中的結(jié)晶潛熱，可以降低凝固過程的停留時間，降低了晶粒長大的可能性。3.在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加了Ce元素能夠增加鎂合金在凝固過程中的形核率，對晶粒的細(xì)化有積極的作用(《材料科學(xué)基礎(chǔ)》劉智恩西北工業(yè)出版社2001.1)。經(jīng)過定量金相測得普通鎂-鋅-錳系鎂合金的晶粒平均尺寸為134jum左右，添加Ce的鎂合金的晶粒平均尺寸為106jum左右。晶粒尺寸細(xì)化幅度為21%，因此Ce對鑄造組織的細(xì)化顯著，鑄造組織的細(xì)化為擠壓制品的細(xì)化奠定了良好的基礎(chǔ)，有利于擠壓制品通過晶粒細(xì)化的方式，達(dá)到同時提高合金制品強(qiáng)度和塑性的目的。4.在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加了Ce元素，可以使合金熱變形過程中當(dāng)溫度升高時，開始出現(xiàn)局部融化的溫度提高，有利于選用更高的溫度進(jìn)行擠壓，以提高合金的熱變形塑性、減小擠壓變形抗力，從而提高擠壓速率。因此，本發(fā)明所述鎂合金適合快速擠壓變形。本發(fā)明所述含Ce的鎂合金在熱擠壓加工過程中，會發(fā)生再結(jié)晶，而彌散分布在晶界上的高熔點含Ce第二相會阻礙新晶粒的長大，在熱變形過程中，形成穩(wěn)定的高熔點細(xì)小質(zhì)點釘軋晶界，阻止晶粒長大，降低了晶粒長大的速率，獲得含有細(xì)小晶粒的擠壓制品；在隨后重復(fù)熱變形的加熱過程和熱變形過程，穩(wěn)定的高熔點細(xì)小質(zhì)點適中穩(wěn)定地存在，起到釘軋晶界，阻止晶粒長大的作用，從而使得多次熱變形的細(xì)化效果能夠累積起來，循序漸進(jìn)地獲得超細(xì)小的等軸晶，從而極大地提高塑性并同時保持一定的強(qiáng)度，使所得的制品強(qiáng)度中等，塑性良好，在室溫下延伸率在19~21%,屈服強(qiáng)度為238MPa，抗拉強(qiáng)度為285Mpa。由于屈強(qiáng)比為0.84。本發(fā)明所述鎂合金的擠壓制品適合做結(jié)構(gòu)材料，需要時可承受使用前的室溫塑性變形。本發(fā)明所述鎂合金的制備方法和常規(guī)鎂合金鑄錠的制備方法相似，因此有工藝簡單，容易操作的優(yōu)點下面參照附圖并結(jié)合具體實施例，進(jìn)一步闡述本發(fā)明，應(yīng)理解的是，這些實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)明制備方法的筒單改進(jìn)，都屬于本發(fā)明要求保護(hù)的范圍。圖1本發(fā)明所述鎂合金的擠壓棒材的端面的顯微組織；圖2本發(fā)明所述鎂合金的端面掃描電鏡下顯微組織；圖3為ZM21合金鑄態(tài)DSC曲線；圖4為ZME210合金鑄態(tài)DSC曲線圖5a、b、c為ZM21不同擠壓比的顯微組織(端面)；圖6a、b、c為ZME210不同擠壓比的顯微組織(端面)圖7為ZM214美合金的不同制品二次凈齊壓變形的顯農(nóng)i組織，其中7a為方坯二次擠壓前的顯微組織，7b二次擠壓成為16棒材，7c為二次擠壓成為16管材；圖8為ZME210鎂合金的不同制品二次擠壓變形對的顯微組織，其中8a為方坯二次擠壓前的顯^f鼓組織，8b為二次擠壓成為16管材。具體實施例方式用表l所述配方，按照鎂合金的通常冶煉方法，即可得到本發(fā)明所述的用于進(jìn)行多次變形的含鈰的鎂-鋅-錳系鎂合金材料表l本鎂合金材料化學(xué)組成(以下為質(zhì)量百分含量)<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>下列實施例將各組分含量為(質(zhì)量百分含量)Zn:2.3%;Mn:0.75%;其余為Mg的鎂-鋅-錳系鎂合金定義為ZM21鎂合金，本發(fā)明表1中編號為3的鎂合金定義為ZME210鎂合金。一.取表l中編號為3的含鈰的鎂-鋅-錳系鎂合金材料按下列步驟分別進(jìn)行機(jī)械性能實驗1.熔煉在半連續(xù)鑄造設(shè)備上進(jìn)行。用熔劑覆蓋后開始加熱，溫度在將鎂合金熔煉爐加熱400~500。C時，按表2的材料配比用通常的冶煉方法進(jìn)行冶煉，待合金完全溶化后，在？0(TC左右攪拌，使合金元素均勻分散到熔體中。再將溫度升高到760~780°C靜止2O分鐘，待合金熔體冷卻到690~71(TC澆注成為實心圓鑄錠，即得本發(fā)明所述鎂合金材料鑄錠。2.機(jī)加工根據(jù)擠壓機(jī)擠壓筒的尺寸機(jī)加工至合適尺寸。3.均勻化處理36(TC下均勻化退火12小時。4.擠壓加工在38G4QQ。C下，擠壓機(jī)上擠壓成棒材或管材，快速冷卻。幾種常見的典型鎂合金擠壓參數(shù)見表2。表2ZM21、本發(fā)明編號為3的材料主要擠壓參數(shù)<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>5.力學(xué)性能測試根據(jù)國標(biāo)GB228-2002的標(biāo)準(zhǔn)，將本發(fā)明上述編號3的鎂合金材料經(jīng)過擠壓和熱處理的加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣進(jìn)行拉伸試驗，得出本發(fā)明所述鎂合金和常規(guī)的鎂合金的力學(xué)性能對比數(shù)據(jù)(見表3),其中AZ61和AZM是常規(guī)的鎂合金，常用作進(jìn)行力學(xué)性能的對比。表3本發(fā)明所述鎂合金和常規(guī)的鎂合金的力學(xué)性能對比<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>結(jié)論本發(fā)明所述的鎂合金屈服強(qiáng)度比AZ61和AZ31均有所提高，延伸率均比AZ61和AZ31大大高，抗拉強(qiáng)度比AZ31提高，略低于AZ61。因此在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加Ce,可以大大提高塑性并保持一定的強(qiáng)度，所得的制品強(qiáng)度中等，塑性好。二.ZM21和ZME210鎂合金的差熱分析及不同擠壓比對組織性能的影響1.ZM21和ZME210鎂合金熱分析參見圖3。從ZM21鎂合金的dsc曲線中可以看出，升溫過程中，ZMn鎂合金在566.rC開始熔化，當(dāng)溫度為635.4。C時，熔化速率最快，到完全熔化后，吸收的熱量為232.9J/g;而在冷卻曲線中可以看出，ZM214美合金在6".rC開始凝固，542.2。C凝固完全，凝固溫度區(qū)間為82.9°C,釋》文的熱量為299.5J/g。參見圖4。添加微量的元素Ce后，升溫過程中，ZMEnO鎂合金在608.2°C開始熔化，到652.6。C熔化的速率最快，到完全熔化后吸收的熱量為"I.6/g;在冷卻曲線中可以看出，在6".s。c開始凝固，634.rc凝固的速度最快，當(dāng)?shù)竭_(dá)577.7。C完全凝固，溫度區(qū)間為56.5°C，在凝固過程中釋放的熱量為252.8J/g。因此，Ce加入后合金隨著溫度的升高開始融化的溫度提高，前者ZM21為566°C，后者ZME210為608°C。加入稀土元素Ce后，合金熱變形過程中當(dāng)溫度升高時，開始出現(xiàn)局部融化的溫度更高，有利于本發(fā)明所述鎂合金選用更高的溫度進(jìn)行擠壓，提高合金的熱變形塑性。另外，合金熱變形過程中當(dāng)溫度升高時，開始出現(xiàn)局部融化的溫度更高，還可以使合金避免因擠壓溫度較高時，坯料和模具溫升嚴(yán)重而產(chǎn)生制品組織過燒的現(xiàn)象，有利于提高擠壓速率。2.比較ZM21鎂合金和ZME210鎂合金不同擠壓比對組織性能的影響A.ZM21不同擠壓比對組織和性能的影響(見圖5和表4),圖5中5a為方坯入=14;圖5b為棒材入=28;圖5c為管材入=181,擠壓前經(jīng)過360。Cxl2h均勻化退火，擠壓溫度400。C,擠壓速度為6m/min。表4ZM21不同擠壓比的力學(xué)性能對比合金(7.2(MPa)exb(MPa)延伸率(％)橋壓比方坯15223314.914棒材16024515.128管材12021011.6181因此，隨著擠壓比的增加，ZM21鎂合金的強(qiáng)度是先增加后減少。說明擠壓比對增加對再結(jié)晶的晶粒細(xì)化是有極限的，超過此擠壓比極限，當(dāng)擠壓比增大時，晶粒反而粗化，如圖5所示。B.ZME210不同擠壓比的組織和性能對比(見圖6和表5)圖6中6a為方坯人-14;6b為棒材A=28;6c為管材入=181,擠壓前經(jīng)過360。Cxl2h均勻化退火,擠壓溫度400。C,擠壓速度為6m/min。表5ZME210合金不同擠壓比的力學(xué)性能對比(4齊壓前經(jīng)過360。Cxl2h均勻化退火)形狀a。.2(MPa)(Jb(MPa)510(%)4齊壓比方坯22126317.914棒材25928619.228管材12523114,8181雖然隨著擠壓比的增加，性能反映的規(guī)律和ZM21合金的一樣，但是在相同條件下，ZME210合金的強(qiáng)度和塑性均比ZM21優(yōu)越。結(jié)論在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加了Ce元素，可以使合金熱變形過程中當(dāng)溫度升高時，有利于提高合金的熱變形塑性和提高擠壓速率。因此，本發(fā)明所述鎂合金可快速擠壓變形，并且ZME210合金的強(qiáng)度和塑性均比ZM21優(yōu)越。三.ZM21鎂合金和ZME210鎂合金二次變形對組織和性能的影響A.二次擠壓變形對ZM21鎂合金的組織和性能的影響(參見圖7和表6)表6ZM21二次擠壓變形后的力學(xué)性能形狀a。.2(MPa)ab(MPa)510(%)才齊壓比方坯(一次擠壓變形)15223314.914棒材(二次擠壓變形)16024815.628管材(二次擠壓變形)14122512.5181ZM21鎂合金二次擠壓變形后，以小擠壓比能夠提高合金的性能，晶粒也可以得到進(jìn)一步的細(xì)化，但是以大擠壓比擠壓出來的管材，強(qiáng)度和塑性均都下降，晶粒粗化。B.二次擠壓變形對ZME210鎂合金的組織和性能的影響(見圖8和表7)表7ZME210二次擠壓變形的力學(xué)性能對比形狀ct0.2(MPa)cjb(MPa)510(%)擠壓比方坯(一次擠壓變形)22126317.914管材(二次擠壓變形)25130318.5181ZME210鎂合金二次擠壓變形時，能高提高合金的性能，組織得到了細(xì)化，而且在第一次擠壓變形過程中殘留的未再結(jié)晶的組織，可以在第二次擠壓變形中被進(jìn)一步破碎，形成完全再結(jié)晶的等軸晶。特別是以大擠壓比變形時，組織細(xì)化的效果更加明顯，大部分晶粒尺寸在5微米左右，強(qiáng)度和塑性均大幅度提高。總結(jié)添加Ce元素后的ZME210合金，在相同的條件下，性能均比ZM21合金的優(yōu)越。本發(fā)明所述鎂合金可進(jìn)行快速擠壓變形，并且擠壓變形后ZME210合的強(qiáng)度和塑性均比ZM21提高，在二次變形中，所得晶粒細(xì)小(大部分晶粒尺寸在5微米左右)，ZME210合金的強(qiáng)度和塑性均提高。因此，在鎂-鋅-錳系鎂合金中添加Ce，能夠累積多次熱變形的細(xì)化效果，獲得比較細(xì)小的等軸晶粒(參見圖l)，可以同時提高鎂合金強(qiáng)度和塑性。本領(lǐng)域技術(shù)人員知道，按照表l取編號為l、2、4、5配方制備的本發(fā)明所述的鎂合金材料，按上述步驟分別進(jìn)行實驗，其性能與編號為3鎂合金材料的性能相近。權(quán)利要求1.一種含鈰的鎂-鋅-錳系鎂合金，其特征在于所述鎂合金由鎂、鋅、錳和稀土Ce組成，各組份的質(zhì)量百分比為Zn1.8～4.0％，Mn0.5～1.5％，Ce0.15～0.80％，不可避免雜質(zhì)≤0.15％；其余為Mg。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鎂合金，其特征在于所述鎂合金由鎂、鋅、錳和稀土Ce組成，各組份的質(zhì)量百分比為Zn:2.3%;Mn:0.75%;Ce:0.35%;不可避免雜質(zhì)《0.15%;其余為Mg。全文摘要本發(fā)明涉及一種含鈰的鎂-鋅-錳系鎂合金，所述鎂合金的各組分質(zhì)量百分比為Zn1.8～4.0％，Mn0.5～1.5％，Ce0.15～0.80％，以及不可避免的雜質(zhì)≤0.15％，其余為Mg。本發(fā)明所述鎂合金具有良好的熱加工塑性，可快速擠壓變形，經(jīng)過多次熱塑性變形后能夠獲得比較細(xì)小的晶粒，可以大大提高塑性并保持強(qiáng)度，在室溫拉伸強(qiáng)度為285MPa，延伸率為20％。文檔編號C22C23/00GK101270430SQ20081006937公開日2008年9月24日申請日期2008年2月19日優(yōu)先權(quán)日2008年2月19日發(fā)明者丁培道,張丁非,建彭,潘復(fù)生申請人:重慶大學(xué)